WO2019004541A1 - 테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법 - Google Patents

테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법 Download PDF

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김도학
신영문
장순근
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for Taylor Welded Blank and a method for manufacturing hot stamping parts using the steel material. More particularly, the present invention relates to a steel material for a Taylor Welded Blank, And a method of manufacturing a hot stamping part using the steel material.
  • TWB Taylor Welded Blank
  • a related art is Korean Patent Laid-Open Publication No. 2016-0061560 (published on June 1, 2016, Taylor Weldblank).
  • a problem to be solved by the present invention is to provide a hot stamped steel material capable of improving an elongation and a collision performance while minimizing a material deviation by controlling an alloy component and controlling process conditions, and a method of manufacturing a hot stamping part using the same .
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising: 0.04 to 0.06 wt% of carbon (C), 1.2 to 1.5 wt% of manganese (Mn), 0.01 to 0.10 wt% of titanium (Ti), 0.01 to 0.10 wt% of niobium % And the balance iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel material for the Taylor welded blank preferably has a tensile strength (TS) of not less than 550 MPa, a yield strength (YS) of not less than 300 MPa, and an elongation (El) of not less than 20%, a dual phase structure of ferrite and martensite . ≪ / RTI >
  • more than 0% by weight of silicon (Si), no more than 0.03% by weight of phosphorus (P), no more than 0.018% by weight of phosphorus (P) can do.
  • the surface of the steel material may further include an aluminum (Al) -silicon (Si) plating layer for improving corrosion resistance.
  • a carbon nanotube composite material comprising 0.04 to 0.06% by weight of carbon (C), 1.2 to 1.5% by weight of manganese (Mn), 0.01 to 0.10% by weight of titanium (Ti) And a steel slab containing unavoidable impurities, a step of preparing a second blank by cutting a steel sheet provided separately from the first blank, and a step of preparing a first blank, Hot-stamping the bonded steel with a press die to form a hot-stamped part, wherein the hot-stamped part is formed by cooling the formed body to form a hot stamped part;
  • C carbon
  • Mn manganese
  • Ti titanium
  • the step of preparing the first blank may include a step of finishing hot rolling the steel slab at a finishing rolling temperature (FDT) of 860 to 920 ⁇ ⁇ , a step of subjecting the finishing hot- : Cooling to 620 to 660 ⁇ ⁇ , winding, uncoiling and cold rolling the wound sheet material, and annealing the cold-rolled sheet material.
  • FDT finishing rolling temperature
  • the second blank may be formed of a steel sheet having a tensile strength of 1,200 to 1,500 MPa.
  • the step of forming the molded body may include heating the bonded steel to a temperature of 850 to 950 ⁇ , and transferring the heated bonded steel to the press mold at a transfer time of 9 to 11 seconds can do.
  • cooling of the molded body may be performed at a rate of 30 to 120 DEG C / s.
  • the first blank may function as a shock absorbing portion of a B-pillar for a vehicle
  • the second blank may function as a collision support portion of a B-pillar for a vehicle
  • the first blank preferably has a tensile strength (TS) of 550 MPa or more, a yield strength (YS) of 300 MPa or more, and an elongation (El) of 20% or more after hot stamping, It can have a dual phase structure.
  • TS tensile strength
  • YiS yield strength
  • El elongation
  • the surface of the plate may further include aluminum (Al) -silicon (Si) plating for improving corrosion resistance.
  • the hot stamped parts produced by the method according to the present invention have a complex shape, exhibiting a tensile strength (TS) of 559 to 605 MPa, a yield strength (YP) of 360 to 461 MPa and an elongation (EL) of 28.5 to 32.7% And is also suitable for use in an impact absorbing portion of a collision member of a vehicle.
  • TS tensile strength
  • YP yield strength
  • EL elongation
  • FIG. 1 is a process flow diagram illustrating a method of manufacturing a hot stamping component according to an embodiment of the present invention.
  • Fig. 2 is a process flow chart showing a step of preparing a blank for hot stamping in the method of manufacturing a hot stamping component according to the embodiment of the present invention shown in Fig. 1;
  • Fig. 3 shows changes in microstructure of the hot stamping component of the comparative example according to the process time
  • Fig. 4 shows changes in microstructure according to the process time of the hot stamping component of the embodiment.
  • Figs. 5 to 7 show the surface structure of the hot stamping mold according to the embodiment of the present invention and the comparative example.
  • FIG 8 shows the surface texture of the hot stamping mold according to the cooling rate of the embodiment of the present invention.
  • FIG. 9 is a graph showing a change in texture due to the addition of boron in a steel material according to an embodiment of the present invention.
  • 10 is a graph showing elongation change according to manganese content in one embodiment and one comparative example of the present invention.
  • the B-pillar which is an important component for the collision member of a vehicle, is produced by welding two steel materials in a form in which steel materials of different strengths are coupled to the impact support portion at the upper portion and the impact absorbing portion at the lower portion.
  • the TWB method mainly used is a series of processes in which different kinds of steel sheets having different thicknesses, strengths, and materials are cut into necessary shapes, and then welding and press molding to produce parts. So that it can have characteristics required for each site.
  • 120 to 150K ultra high strength steel is used as the impact support part of the upper part of the B-pillar, and a member having good impact absorption performance is connected to the lower end part of the stress-concentrated B-
  • the steel used in the impact absorbing portion of the B-pillar is generally referred to as a TWB steel.
  • TWB steels are being developed as steel with a final phase of ferrite and martensite dual phase and a tensile strength of 70K class through hot stamping, cold stamping and hot stamping process.
  • 70K grade TWB steel for example, 150K grade steel, is welded by the TWB method and hot stamped.
  • the existing 150K grade steel obtains 100% martensite structure through the hot stamping process, no material change occurs during the hot stamping process.
  • various variables of the hot stamping process There is a disadvantage in that the material rapidly changes depending on the transfer time taken to transfer the material to the hot stamping mold after heating and the cooling rate of the blank or the mold. Therefore, when the bonded steel is formed by welding the 70K-grade TWB steel to the 150K class steel, and the hot stamping is performed on the bonded steel, control of the process variables is very difficult. Therefore, a material variation of the hot stamping component It is not suitable as a collision member of an automobile. In order to improve this, in the present invention, the variation of the material of the steel material is minimized in the range of the hot stamping process variable by controlling and controlling the composition of the steel material.
  • the steel for TWB comprises 0.04 to 0.06% by weight of carbon (C), 0.03% by weight or more of silicon (Si) (S): more than 0 wt% to 0.003 wt%, titanium (Ti): 0.01 to 0.10 wt%, niobium (Nb): 0.01 to 0.10 wt%, phosphorus (P) Weight percent and balance iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel material for TWB has a tensile strength (TS) of 559 to 605 MPa, a yield strength (YS) of 360 to 390 MPa and an elongation (El) of 20% or more after hot stamping, and a dual phase structure of ferrite and martensite Respectively.
  • the steel material for TWB may further include an aluminum (Al) -silicon (Si) plating layer for improving the corrosion resistance of the steel material on the surface.
  • Al aluminum
  • Si silicon
  • the TWB steel material of the present invention can reliably realize a tensile strength of 55K class after hot stamping in a state of being bonded to a 150k grade steel material. Therefore, the TWB steel material can improve the shock absorbing rate in comparison with the conventional 70K steel material in the state of the parts joined to the 150K steel material.
  • Carbon (C) is a main element that determines the strength and hardness of steel, and is added after hot stamping (or hot pressing) for the purpose of securing the tensile strength of steel.
  • carbon (C) is preferably added in an amount of 0.04 to 0.06% by weight based on the total weight of the steel for TWB.
  • the carbon (C) content is less than 0.04 wt%, it is difficult to achieve the mechanical strength of the present invention, and when the carbon (C) content is more than 0.06 wt%, the toughness of the steel may be deteriorated.
  • Manganese (Mn) is added for the purpose of increasing the ingot strength and strength at the time of heat treatment.
  • the manganese (Mn) is preferably added at a content ratio of 1.2 to 1.5% by weight of the steel material for TWB according to the present invention.
  • the content of manganese (Mn) is less than 1.2% by weight, the grain refinement effect is insufficient.
  • the content of manganese (Mn) exceeds 1.5% by weight, toughness is deteriorated due to occurrence of segregation in the center, which is disadvantageous in terms of cost.
  • Titanium (Ti) is added for the purpose of increasing strength and toughness as the martensite packet size decreases.
  • titanium (Ti) contributes to the improvement of the elongation of the steel through the stable securing of the ferrite region. It is preferable that titanium (Ti) is added at a content ratio of 0.01 to 0.10% by weight of the steel material for TWB according to the present invention. When the content of titanium (Ti) is less than 0.01% by weight, the grain refinement effect is insufficient. Conversely, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.10 wt%, toughness may be deteriorated.
  • Niobium (Nb) is added for the purpose of increasing strength and toughness as the martensite packet size decreases.
  • niobium (Nb) contributes to the improvement of the elongation of the steel through the stable securing of the ferrite region.
  • niobium (Nb) is added in an amount of 0.01 to 0.10 wt% of the steel for TWB according to the present invention.
  • niobium (Nb) is added in an amount of less than 0.01% by weight, the grain refinement effect of the steel material is insignificant in the hot rolling and cold rolling steps.
  • stiff coarse precipitates may be produced. And the cost is disadvantageous.
  • Silicon (Si) contributes to the improvement of the strength and elongation of the steel.
  • the content of silicon (Si) exceeds 0.03% by weight of the hot stamped steel according to the present invention, surface defects and plating characteristics may be deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable that the content of silicon (Si) is added in a content ratio of more than 0 to 0.03% by weight of the whole hot stamping steel.
  • Phosphorus (P) is an element that segregates well and is an element that inhibits the toughness of steel.
  • phosphorus (P) is preferably added in an amount of more than 0 to 0.018 wt.% Of the hot stamped steels according to the invention. When the content is in the above range, deterioration in toughness can be prevented. When phosphorus (P) is added in an amount exceeding 0.018 wt%, cracks are generated in the process, and iron phosphate compound is formed and toughness may be lowered.
  • Sulfur (S) is an element that hinders workability and physical properties.
  • sulfur (S) can be included in the hot stamped steel according to the present invention in an amount of more than 0% by weight and not more than 0.003% by weight.
  • sulfur (S) is added in an amount exceeding 0.003 wt%, hot workability is deteriorated, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • Another aspect of the present invention relates to a method of manufacturing a hot stamping component using a TWB steel material that passes through the TWB process.
  • FIG. 1 is a flow chart illustrating a method of manufacturing a hot stamping component according to the present invention
  • FIG. 2 is a flowchart specifically showing a step of preparing a hot stamping blank of FIG.
  • a method of manufacturing a hot stamping component includes preparing hot stamping blanks made of different kinds of steel (S110), joining the hot stamping blanks, (S130) forming a formed body by performing hot stamping using the bonded steel material, and forming a hot stamped part by cooling the formed body (S140).
  • the step (S110) of preparing the blank for hot stamping may be performed by cutting a different plate material for forming a hot stamping part into a desired shape according to purposes, for example, And forming a second blank to be a collision-supporting portion with the blank, respectively.
  • the first blank is an impact-absorbing portion of the B-pillar after hot stamping, and has an appropriate strength to protect the driver in the event of a vehicle collision, and has an elongation rate capable of absorbing shocks during a collision to protect the driver.
  • the first blank has a tensile strength (TS) of 559 to 605 MPa, a yield strength (YS) of 360 to 390 MPa and an elongation (El) of 20% or more after hot stamping, And a steel having a dual phase structure of martensite.
  • the second blank is a portion of the B-pillar which is a collision support portion of the B-pillar after hot stamping, and has a tensile strength of 1,200 to 1,500 MPa after hot stamping, for example, It is made of ultra-high strength steel.
  • the process of forming the first blank may include a hot rolling step S210, a cooling / winding step S220, a cold rolling step S230 and a annealing heat treatment step S240, as shown in FIG. 2 .
  • the semi-finished slab sheet to be subjected to the step of forming the first blank preferably contains 0.04 to 0.06% by weight of carbon (C), more than 0% 0.03% by weight or less, manganese (Mn): 1.2 to 1.5% by weight, phosphorus (P): more than 0% by weight to 0.018% by weight, sulfur (S) To 0.10% by weight, niobium (Nb): 0.01 to 0.10% by weight, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the reheating step of the slab plate is performed for hot rolling.
  • the slab material obtained through the continuous casting process is reheated to SRT (slab reheating temperature): 1,200 to 1,250 ° C., so that the segregated components can be reused.
  • SRT slab reheating temperature
  • the SRT is less than 1,200 DEG C
  • the segregated components are not sufficiently reused during casting, and thus the homogenization effect of the alloying elements is hardly observed.
  • the higher the temperature of the slab reheating temperature (SRT) the better the homogenization.
  • the austenite crystal grain size increases and the hardening strength and the hardening ability and endurance are decreased. The manufacturing cost can be raised only.
  • the reheated slab plate is finishing hot-rolled under finishing delivery temperature (FDT): 860 to 920 ⁇ ⁇ .
  • the finish rolling temperature (FDT) is less than 860 ⁇ ⁇ , the blast texture due to the abnormal region rolling is generated, which makes it difficult to secure the workability of the steel sheet and the workability deteriorates due to the microstructure irregularity.
  • a problem of ductility occurs during hot rolling due to the change.
  • the finishing rolling temperature (FDT) is advantageous for homogenization and depends on the number of passes and SRT.
  • the finishing rolling temperature (FDT) exceeds 920 ° C, the austenite grains are coarsened, Hardenability and endurance are decreased.
  • the hot rolled plate is cooled to a coiling temperature (CT) of 620 to 660 DEG C and wound.
  • CT coiling temperature
  • the coiling temperature affects the redistribution of carbon (C). If the coiling temperature is less than 620 ⁇ , it is advantageous in securing strength but the ductility is drastically lowered. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 660 ⁇ ⁇ , there is a problem that extreme crystal grain growth and excessive crystal grain growth cause moldability and strength deterioration.
  • the rolled sheet is subjected to pickling treatment by uncoiling, followed by cold rolling. At this time, the pickling is carried out for the purpose of removing the scale of the rolled plate, that is, the hot-rolled coil produced through the hot rolling process.
  • the cold rolling is preferably cold-rolled at a cold reduction ratio of 60 to 80%.
  • the cold rolling reduction ratio exceeds 80%, not only the cost required for cold rolling increases, but also drawability is hindered and cracks are generated at the edges of the steel sheet, which may cause the steel sheet to break.
  • the annealing heat treatment step S240 is a step of annealing the cold rolled sheet material.
  • the annealing heat treatment includes heating the cold rolled sheet and cooling the heated cold rolled sheet at a cooling rate of 20 to 50 DEG C / s.
  • the cold-rolled sheet can be heated at 700 to 900 ⁇ ⁇ during annealing. When heated to the above-mentioned range, the process efficiency, the strength and the moldability of the steel can be simultaneously excellent.
  • the productivity of the steel decreases, and it may be difficult to secure a uniform microstructure of the steel when cooled at a cooling rate exceeding 50 ° C / s.
  • a cooling rate of 30 to 40 DEG C / s For example, at a cooling rate of 30 to 40 DEG C / s.
  • the bonded steel material to be formed is heated to a high temperature, softened, pressed and cooled. Therefore, the bonded steel is heated and softened by heating to a high temperature, so that it can be easily press-processed and the mechanical strength of the steel is increased by ing by cooling after molding.
  • the steel is heated at a high temperature of 800 ° C or higher, iron (Fe) on the surface of the steel is oxidized to generate an oxide (scale).
  • the cold-rolled steel sheet can be coated with a predetermined coating after the annealing heat treatment, and an aluminum (Al) -based metal having a higher melting point than the organic coating or zinc (Zn)
  • an aluminum (Al) -silicon (Si) -based plating treatment For example, an aluminum (Al) -silicon (Si) -based plating treatment.
  • the above-described aluminum (Al) -silicon (Si) coated cold rolled steel sheet prevents corrosion and prevents the formation of scales on the surface of a hot steel sheet when moved to a press.
  • the aluminum (Al) -silicon (Si) plating treatment on the steel sheet can be carried out by well-known well-known methods.
  • One example is a method of diffusion coating aluminum (Al) -silicon (Si) on a steel sheet, in which a steel sheet is put into a heating furnace which can be heated to a diffusion coating temperature, and then aluminum Al) -silicon (Si).
  • Another method of plating a steel sheet with aluminum (Al) -silicon (Si) is to deposit the steel sheet in a plating bath to perform aluminum (Al) -silicon (Si) plating, and then perform alloying heat treatment, Cooling can be performed.
  • an aluminum (Al) -silicon (Si) plating layer is formed on the surface of the steel sheet, and this plating layer serves to inhibit generation of an oxide scale layer in a high temperature heat treatment process to be described later.
  • the second blank may be formed by performing a hot rolling step, a cooling / winding step, a cold rolling step, and a annealing heat treatment step.
  • the semi-finished steel slab to be subjected to the step of forming the second blank preferably contains 0.20 to 0.50% of carbon (C), 0.05 (S): more than 0 to 0.005%, chromium (Cr): 0.05 to 1.00%, boron (B) : 0.001 to 0.009%, titanium (Ti): 0.01 to 0.09%, and the balance iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the hot rolling step includes reheating the steel slab to a temperature of 1200 to 1250 ⁇ ⁇ , finishing rolling the reheated slab at a temperature of 900 to 950 ⁇ ⁇ ; And hot rolling the hot-rolled steel sheet to a temperature of 680 ⁇ to 800 ⁇ .
  • the cold rolling step may include pickling the cold rolled steel sheet followed by cold rolling.
  • the annealing heat treatment step may include annealing the cold-rolled sheet material at 740 ⁇ to 820 ⁇ .
  • the annealed plate can be cooled to room temperature at a cooling rate of 5 to 50 ° C / sec.
  • first and second different types of blanks are joined together through a TWB process to form a bonded steel.
  • the first blank may be a shock absorbing portion at the bottom of the B-pillar
  • the second blank may be disposed at the top of the collision support portion, and then welded in a butt manner using, for example, a laser.
  • the bonded steel is heated to a temperature of about 850 to 950 DEG C in a heating furnace. As an example, the heating may be carried out at a temperature of 930 ⁇ for about 5 minutes. Then, the heated bonded steel material is transferred to a press die. At this time, it takes about 9 to 11 seconds for the transfer time. After molding from the hot stamping press mold to the final part shape, the molded article is quenched at a cooling rate of about 30 to 120 DEG C / sec to form the final product.
  • the press mold may be provided with a cooling channel through which the refrigerant circulates. It is possible to quickly quench the heated blank by circulation by the refrigerant supplied through the provided cooling channel. At this time, in order to prevent the spring back phenomenon of the jointed steel and to maintain the desired shape, the press mold can be quenched under pressure while being pressed.
  • the hot stamping component manufactured by the above-described steps (S110 to S130) may be formed by limiting the content of carbon (C) contained in the steel material portion corresponding to the first blank used in the impact absorbing portion to 0.04 to 0.06 wt% Instead of reducing the fraction of martensite, precipitation can be maximized to ensure strength compensation and elongation.
  • the content of titanium (Ti) and niobium (Nb) can be suitably limited to reduce the size of the martensite packet and thereby increase the strength and toughness.
  • the hot stamping component manufactured by the method according to the present invention satisfies a tensile strength (TS) of 550 MPa or more, a yield strength (YP) of 300 MPa or more, and an elongation (EL) of 20% or more
  • TS tensile strength
  • YP yield strength
  • EL elongation
  • the hot stamping portion can maintain a high tensile strength (TS) of 1200 to 1500 MPa as a collision support portion.
  • the first embodiment (first embodiment)
  • the steel slab containing the components of Table 1 and the remaining amount of iron (Fe) and other unavoidable impurities was reheated at a slab reheating temperature of 1,200 ⁇ ⁇ , hot-rolled at a finish rolling temperature of 900 ⁇ ⁇ , Lt; 0 > C to produce a hot-rolled coil.
  • the hot-rolled coil was uncoiled, cold-rolled to produce a cold-rolled plate, the cold-rolled plate was heated to 810 ⁇ ⁇ and then cooled at a cooling rate of 33 ⁇ ⁇ / s to produce a steel material of Example 1 Respectively.
  • Comparative Examples 1 and 2 were prepared in the same manner as in Example 1 except that a steel slab containing the same components as in Table 1 and the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities was applied. Comparative Example 2 In the case of the steel specimen, molybdenum (Mo) was added while varying the content ratio of the steel specimen of Comparative Example 1 to titanium (Ti).
  • Example 1 0.05 1.40 0.06 0.07 - 550 MPa or more Comparative Example 1 0.08 1.60 0.05 0.07 - 500 to 700 MPa Comparative Example 2 0.08 1.80 0.05 0.065 0.20 650 to 750 MPa
  • first blanks made of the steel of Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 are prepared.
  • a second blank made of a steel material having a tensile strength of 1500 MPa is prepared.
  • the second blank is composed of 0.20 to 0.50% carbon, 0.05 to 1.00% silicon, 0.10 to 2.50% manganese (Mn), 0.015% or less phosphorus (P) (Fe) and inevitable impurities (S): more than 0 to 0.005%, chromium (Cr): 0.05 to 1.00%, boron (B): 0.001 to 0.009%, titanium Lt; / RTI >
  • the first blanks and the second blanks were laser welded to produce respective bonded steels according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2.
  • Each bonded steal was heated at 930 ⁇ for 5 minutes and then heated
  • the steel material was transferred to a hot press mold at a transfer time of about 10 seconds and subjected to hot press molding to produce a compact.
  • the compact was cooled at a cooling rate of 100 ⁇ ⁇ / s to produce final hot stamping parts.
  • the tensile strength (MPa), the yield strength (MPa) and the elongation percentage (%) of the steel bodies corresponding to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 were measured, and the results are shown in Table 2 below .
  • Example 1 of the present invention exhibited an excellent elongation within the range of tensile strength and yield strength required as collision absorbers in comparison with the steels of Comparative Examples 1 and 2 .
  • the steel material of the embodiment of the present invention exhibits an elongation of 20% or more, so that it is excellent in the ability to absorb an impact at the time of a vehicle collision, so that the performance as an impact absorber is excellent.
  • Fig. 3 is a graph for explaining the change of microstructure according to the process time of the compact corresponding to the steels of Comparative Examples 1 and 2
  • Fig. 4 is a graph showing changes in the microstructure according to the process time of the compact corresponding to the steal of Example 1
  • FIG. 3 is a graph for explaining the change of microstructure according to the process time of the compact corresponding to the steels of Comparative Examples 1 and 2
  • Fig. 4 is a graph showing changes in the microstructure according to the process time of the compact corresponding to the steal of Example 1
  • the ferrite conversion curve 410 of the steel material is significantly shifted to the left on the time axis as compared with FIG. Therefore, since the interval ("B" in the drawing) along the time axis of the ferrite conversion curve 41 and the bainite conversion curve 420 is wide, the temperature curve 430 of the steel material with respect to time becomes the left side, Or moving to the right side, the movement of material between the two material curves 410 and 420 can minimize the variation in the material of the hot stamping component. That is, the structure of the steel material of Example 1 after hot stamping may be a dual phase structure of ferrite and martensite. These results are obtained by limiting the content of carbon (C) and controlling the content of niobium (Nb) and titanium (Ti), thereby ensuring a stable material for a desired hot stamping component.
  • C carbon
  • Nb niobium
  • Ti titanium
  • FIG. 5 shows the surface texture of the formed article corresponding to the steel material according to the first embodiment of the present invention in accordance with the time of hot stamping metal mold transfer.
  • Fig. 6 shows the results of the hot stamping time of the molded article corresponding to the steel material of Comparative Example 1
  • FIG. 7 shows the surface texture of the formed body corresponding to the steel material of Comparative Example 2 according to the time of hot stamping die transfer.
  • Example 1 of the present invention has ferrite and martensite microstructure, and as shown in Table 3, the material deviation of the tensile strength, yield strength and elongation Relatively few.
  • Comparative Example 1 failed to secure ferrite and martensite microstructure relatively stably
  • Comparative Example 2 failed to secure ferrite and low temperature microstructure relatively stably .
  • the low temperature phase was observed in the microstructure of martensite and bainite.
  • Comparative Examples 1 and 2 as shown in Table 3, it was found that material deviations in tensile strength, yield strength, and elongation rate were largely affected by the die transfer time, compared with the steels of the examples.
  • FIG. 8 shows the surface texture of the hot stamping mold of the formed article corresponding to the steel material according to the first embodiment of the present invention in accordance with the cooling rate.
  • the cooling rates were 30 ° C / s, 60 ° C / s and 120 ° C /
  • the fraction of microstructure according to the cooling rate was almost constant and the tensile strength, yield strength, and elongation did not change much.
  • the steel according to the embodiment of the present invention is made of titanium (Ti) to prevent material variation of the formed body caused by process variables such as a transfer time to a hot stamping mold, And niobium (Nb) are added to secure a ferrite region, increase the entrapping property, reduce the amount of carbon (C) added, and reduce the fraction of martensite.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • the process parameters of the hot stamping process It is possible to minimize the variation of the material of each part of the formed body by securing the microstructure stably. It was also found that even when expensive molybdenum (Mo) was excluded, the toughness was superior to that of the steel material of the comparative example, and the economical efficiency was excellent.
  • the hot-rolled, cold-rolled and annealed annealing processes of the first embodiment having the alloy composition of Example 1 of Table 1 of the first embodiment were sequentially performed to prepare the steels of the examples.
  • a plurality of comparative steels were prepared by proceeding with the process conditions of the first embodiment, with alloying compositions having boron added in an amount of more than 0 and not more than 0.0020 wt%, respectively, in the alloy composition of Example 1 of Table 1 of the first embodiment
  • the blanks made of the steel and the blanks made of the 150K grade steel were subjected to laser welding to produce the bonded steels according to the examples and the comparative examples.
  • the bonded steel was subjected to the hot pressing process of the first embodiment to produce the respective final hot stamping parts.
  • FIG. 9 is a graph showing a change in texture due to the addition of boron in a steel material according to an embodiment of the present invention.
  • bainite was not observed in the steels of Examples in which boron was not added.
  • the bainite fraction tended to increase as the boron content increased. That is, as shown in FIG. 3, as the boron is added to the steel material, it can be expected that the temperature curve 330 of the steel material passes through the bainite transformation curve 320 during the cooling process.
  • the temperature curve 330 of the steel during the cooling process may not meet the bainite transformation curve 320.
  • the fractions corresponding to the bainite structure generated in the steel materials of the plurality of comparative examples can be included in the fraction of the ferrite structure in the steel material of the embodiment. Therefore, the steel material of the examples can be excellent in ductility as compared with the steel materials of the plurality of comparative examples.
  • the third embodiment (third embodiment)
  • a plurality of steel slabs composed of the components in Table 4 and the remaining amount of iron (Fe) and other unavoidable impurities were respectively reheated at a slab reheating temperature of 1,200 ⁇ ⁇ , hot rolled at a finish rolling temperature of 900 ⁇ ⁇ , : 640 ⁇ to obtain a hot-rolled coil.
  • the hot-rolled coil was uncoiled, followed by cold rolling to produce a cold-rolled plate, annealing the cold-rolled plate to 810 ⁇ and cooling at a cooling rate of 33 ⁇ / s,
  • the steels of Examples 3 to 7 were prepared.
  • the bonded steels according to Examples 2 to 5 and Comparative Examples 3 to 7 were respectively manufactured by laser welding the blanks made of the steel materials of Examples 2 to 5 and Comparative Examples 3 to 7 and the blanks made of the 150K grade steel material ,
  • the respective bonded steels were heated at 930 DEG C for 5 minutes and then the heated bonded steels were transferred to a hot press mold at a transfer time of about 10 seconds and hot pressed to produce a compact, Lt;
  • RTI ID 0.0 > hot-stamping < / RTI >
  • Table 10 is a graph showing elongation change according to manganese content in one embodiment and one comparative example of the present invention.
  • Table 5 shows the average elongation (%) and standard deviation of ten specimens prepared for each of Examples 2 to 5 and Comparative Examples 3 to 7.
  • the average elongation can be an arithmetic average of the elongation of each of the ten specimens.
  • the average elongation was excellent as compared with the steels of Comparative Examples 3 to 7. Further, in the case of the steels of Examples 2 to 5 of the present invention, the standard deviation of the elongation was measured to be low as compared with the steels of Comparative Examples 3 to 7. [ That is, in the case of Comparative Examples 3 to 7 in which manganese is added in an amount of 1.6% by weight or more in the steel material, it is easy to secure strength by increasing the solid solution strength due to manganese but there is a risk that the elongation rate is lowered and the standard deviation of elongation is increased. On the other hand, in the case of Examples 2 to 5, the standard deviation of the elongation is relatively reduced along with the increase of the elongation after hot stamping, so that the stabilization of the component performance can be obtained.
  • a plurality of steel slabs composed of the alloy composition of Examples 2 to 5 and the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities in Table 4 were reheated at the slab reheating temperature of 1,200 deg. C and hot rolled at 900 deg. Then, it was cooled and rolled at a coiling temperature of 640 ⁇ to produce a hot-rolled coil.
  • the hot-rolled coil was uncoiled, cold-rolled to produce a cold-rolled plate, the cold-rolled plate was heated to 810 ° C, and then annealed at a cooling rate of 33 ° C / s, .
  • the blanks made of the steels of Examples 2 to 5 and the blanks made of the steel having the tensile strength of 1500 MPa were laser welded to produce the bonded steels according to Examples 2 to 5, respectively, and the bonded steels were heat- For 5 minutes, and then the heated bonded steel material was transferred to a hot press mold at a transfer time of about 10 seconds and subjected to hot press molding to produce a compact.
  • the compact was cooled at a cooling rate of 75 ⁇ / s, Respectively.
  • the area fraction of the microstructure with respect to the steel portions of Examples 2 to 5 was measured.
  • the measurement was conducted according to the known ASTM E562-11 systematic manual point count method.
  • the measurement results of the area fraction are shown in Table 6.
  • the steel portions of Examples 2 to 5 did not show a large variation depending on the manganese content.
  • the steel sections of Examples 2 to 5 were composed of microstructures having ferrite with an area fraction of 87 to 98% and martensite with an area fraction of 2 to 13% .
  • a plurality of steel slabs composed of 0.05 wt% carbon, 1.4 wt% manganese, 0.07 wt% titanium, 0.06 wt% niobium, balance iron (Fe) and other unavoidable impurities were each heated at a slab reheating temperature of 1,200 ⁇
  • the hot-rolled coil was uncoiled, cold-rolled to produce a cold-rolled plate, the cold-rolled plate was heated to 810 ° C, and then cooled at a cooling rate of 33 ° C / s.
  • a bonded steel material was produced by laser welding a blank made of a steel material subjected to the annealing heat treatment and a steel material having a tensile strength of 1500 MPa, and the bonded steel material was heated at 930 ⁇ for 5 minutes, The bonded steel was transferred to a hot press mold at a transfer time of about 10 seconds and hot press molded to produce a molded article. Then, the formed bodies were respectively cooled at a cooling rate of 34 DEG C / s, 63 DEG C / s, 94 DEG C / s, and 115 DEG C / s to prepare hot stamping parts including the steels of Examples 6 to 9, respectively .
  • the area fraction of the microstructure with respect to the steel parts of Examples 6 to 9 was measured.
  • the measurement was conducted according to the known ASTM E562-11 systematic manual point count method.
  • the measurement results of the area fraction are shown in Table 7.
  • the steel portions of Examples 6 to 9 did not exhibit a large variation according to the cooling rate. Within the range of cooling rates of 34 to 115 ⁇ ⁇ / s, the steel portions of Examples 6 to 9 were observed to be composed of microstructures having ferrite with an area fraction of 83 to 98% and martensite with an areal fraction of 2 to 17% .

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Abstract

본 발명의 일 관점에 따르면, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS): 550 MPa 이상, 항복강도(YS): 300 MPa 이상, 및 연신율(El): 20% 이상이며, 페라이트와 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는 테일러 웰디드 블랭크(Taylor Welded Blank)용 강재를 제공한다.

Description

테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법
본 발명은 테일러 웰디드 블랭크(Taylor Welded Blank)용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 핫 스탬핑 공정의 공정 변수에 따른 재질편차를 최소화하면서 연신율 및 충격 흡수재로서의 성능을 향상시킨 테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 업계는 승객의 안전성 강화를 위해 엄격한 차체 충돌성능을 요구하고 있다. 또한, 환경에 대한 인식이 높아지면서 배기가스 규제에 따른 연비 기준이 강화되어 이에 따른 차체 경량화에 대한 필요성이 지속적으로 높아지고 있다. 이러한 충돌성능 향상과 경량화라는 요구를 동시에 만족하기 위한 노력의 일환으로 고강도 강판의 차체 적용이 지속적으로 증가하고 있다. 자동차의 차체 제조시, 측면충돌을 보강하기 위해 고강도의 부품을 적용하는데, 이는 측면 충돌시 운전자의 생존공간을 확보하는 데 매우 중요한 역할을 하기 때문이다. 차량의 충돌부재로 주로 사용되는 150K급 고강도 강재의 경우 차량의 측면 충돌시 운전자의 안전을 위협하는 취성파단 현상으로 인해, 취성이 발생하는 하단부에 테일러 웰디드 블랭크(Taylor Welded Blank; TWB) 공법으로 다른 부재를 연결하여 충격흡수 능력을 향상시키고 있다.
이에 관련된 기술로는 대한민국 특허공개공보 제2016-0061560호(2016년 6월 1일 공개, 테일러 웰디드 블랭크 제조방법)가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 합금 성분의 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여 재질 편차를 최소화하면서 연신율 및 충돌 성능을 향상시킬 수 있는 핫 스탬핑 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 테일러 웰디드 블랭크용 강재를 제공한다.
본 발명에 있어서, 상기 테일러 웰디드 블랭크용 강재는 인장강도(TS): 550MPa 이상, 항복강도(YS): 300MPa 이상, 및 연신율(El): 20% 이상이고, 페라이트 및 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는 강재일 수 있다.
본 발명에 있어서, 실리콘(Si): 0 중량% 초과 0.03 중량% 이하, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 및 황(S): 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 강재의 표면에 내식성 향상을 위한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금층을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따르면, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용한 제1 블랭크와, 제1 블랭크와는 별도로 제공되는 강판을 재단하여 제2 블랭크를 준비하는 단계와, 제1 및 제2 블랭크를 테일러 웰디드 블랭크 방식으로 용접하여 접합강재를 형성하는 단계와, 접합강재를 프레스 금형으로 핫 스탬핑하여 성형체를 형성하는 단계, 및 성형체를 냉각하여 핫 스탬핑 부품을 형성하는 단계를 포함하는 핫 스탬핑 부품의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 있어서, 상기 제1 블랭크를 준비하는 단계는, 상기 강 슬라브를 마무리 압연온도(FDT): 860 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계, 상기 마무리 열간압연된 판재를 권취온도(CT): 620 ~ 660℃까지 냉각하여 권취하는 단계, 상기 권취된 판재를 언코일링하고 냉간 압연하는 단계, 및 상기 냉간 압연된 판재를 소둔 열처리하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 제2 블랭크는 1,200 ~ 1,500MPa의 인장 강도를 갖는 강판으로 형성할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 성형체를 형성하는 단계는 상기 접합강재를 850 ~ 950℃의 온도로 가열하는 단계, 및 상기 가열된 접합강재를 9~11초의 이송시간으로 상기 프레스 금형으로 이송하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품을 형성하는 단계에서, 상기 성형체의 냉각은 30~120℃/s의 속도로 실시할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 제1 블랭크는 차량용 B-필러(B-Pillar)의 충격 흡수부로 기능하고, 상기 제2 블랭크는 차량용 B-필러(B-Pillar)의 충돌 지지부로 기능할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 제1 블랭크는 핫 스탬핑 후에, 인장강도(TS): 550 MPa 이상, 항복강도(YS): 300 MPa 이상, 및 연신율(El): 20% 이상이고, 페라이트 및 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 가질 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 판재의 표면에 내식성 향상을 위한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따르면, 핫 스탬핑 과정에서의 강재의 재질 편차를 최소화할 수 있고, 마르텐사이트 패킷 사이즈 감소에 따른 강도 및 인성을 증가시킬 수 있으며, 연신율을 증가시킬 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 핫 스탬핑 부품은 인장강도(TS): 559 ~ 605MPa, 항복강도(YP): 360 ~ 461MPa, 및 연신율(EL): 28.5~32.7%를 나타내는, 복잡한 형상으로의 가공이 용이할 뿐만 아니라 충돌 흡수성능이 우수하여 차량의 충돌부재의 충격 흡수부에 활용하기에 적합하다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 도 1의 본 발명의 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법에 있어서 핫 스탬핑용 블랭크를 준비하는 단계를 도시한 공정 순서도이다.
도 3은 비교예의 핫 스탬핑 부품의 공정 시간에 따른 미세조직의 변화를 나타낸 것이며, 도 4는 실시예의 핫 스탬핑 부품의 공정 시간에 따른 미세조직의 변화를 나타낸 것이다.
도 5 내지 도 7은 본 발명의 실시예 및 비교예의 핫 스탬핑 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이다.
도 8은 본 발명의 실시예의 핫 스탬핑 금형의 냉각속도에 따른 표면조직을 나타낸 것이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따르는 강재 내에 보론 첨가에 따르는 조직 변화를 나타내는 그래프이다.
도 10은 본 발명의 일 실시예 및 일 비교예에 있어서, 망간 함량에 따르는 연신율 변화를 나타내는 그래프이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
차량의 충돌 부재용 중요 부품인 B-필러(Pillar)는 상부의 충돌 지지부와 하부의 충격 흡수부에 서로 다른 강도의 강재가 결합된 형태로, 두 강재를 용접한 후 성형하여 제작한다. 이때 주로 사용되는 TWB 공법은 두께, 강도 및 재질이 서로 다른 이종의 강판을 필요한 모양으로 재단하여 용접한 후 프레스 성형하여 부품을 제조하는 일련의 과정을 의미하는데, 이종의 두께 및 강재를 용접할 수 있어서 부위별로 요구되는 특성을 갖도록 할 수 있다. B-필러의 상부의 충돌 지지부에는 예를 들어 120~150K급 초고강도 강재를 사용하고, 응력이 집중되는 B-필러의 하단부에는 TWB 공법으로 충격 흡수성능이 좋은 부재를 연결하여 차량 충돌시 충격 흡수능력을 향상시키고 있는데, B-필러의 충격 흡수부에 사용되는 강재를 통상 TWB용 강이라 칭한다.
현재 개발된 TWB용 강은 열연, 냉연 공정 후 핫 스탬핑 공정을 통해 최종 페라이트 및 마르텐사이트(Ferrite-Martensite)의 듀얼 상(dual phase)을 가지며 70K급 인장강도를 갖는 강으로 개발되고 있다. B-필러를 형성하기 위해서는 상기 70K급의 TWB용 강과, 예를 들면, 150K급 강을 TWB 공법으로 용접한 후 핫 스탬핑하게 된다.
그런데 기존의 150K급 강은 핫 스탬핑 공정을 통해 100%의 마르텐사이트 조직을 얻기 때문에 핫 스탬핑 공정 중 재질변화가 일어나지 않지만, 70K급 TWB용 강의 경우 핫 스탬핑 공정의 여러 가지 변수, 예를 들어 강을 가열한 후 핫 스탬핑 금형으로 이송하는 데 걸리는 이송시간이나, 블랭크(blank) 또는 금형의 냉각 속도에 따라서 재질이 급격히 변하는 단점이 있다. 따라서, 상기 70K급 TWB용 강을 150K급 강과 용접하여 접합 강재를 형성하고, 그 접합 강재에 대해 핫 스탬핑을 진행하는 경우, 공정 변수의 제어가 매우 어려운 상황이기 때문에 핫 스탬핑 부품의 재질 편차가 나타나 자동차의 충돌 부재로는 적합하지 않게 된다. 이를 개선하기 위해 본 발명에서는 강재의 구성 성분 조절과 석출을 통해 핫 스탬핑 공정 변수의 범위에서 강재의 재질 편차를 최소화하였다.
TWB용 강재
본 발명의 일 관점은 핫 스탬핑 공정을 거치는 TWB용 강재에 관한 것이다. 일 구체예에서, 본 발명의 일 관점에 따른 TWB용 강재는, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0 중량% 초과 0.03 중량% 이하, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 TWB용 강재는 핫 스탬핑 후 최종적으로 인장강도(TS): 559~605MPa, 항복강도(YS): 360~390MPa, 및 연신율(El): 20% 이상을 가지며, 페라이트 및 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는다.
또한, 상기 TWB용 강재는 표면에 강재의 내식성 향상을 위한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금층을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 TWB용 강재는 150k급 강재와 접합된 상태에서, 핫 스탬핑을 거친 후에, 55K급의 인장강도를 신뢰성있게 구현할 수 있다. 따라서, TWB용 강재는 150K급 강재와 접합된 부품 상태에서 종래의 70K급 강재보다 충격 흡수율을 높일 수 있다.
본 발명에 따른 TWB용 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강재의 강도, 경도를 결정하는 주요 원소이며, 핫 스탬핑(또는 열간 프레스) 공정 이후, 강재의 인장강도를 확보하는 목적으로 첨가된다. 일 구체예에서, 탄소(C)는 TWB용 강재의 전체에 대하여 0.04~0.06 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)가 0.04 중량% 미만으로 첨가되는 경우 본 발명의 기계적 강도를 달성하기 어려우며, 0.06 중량%를 초과하여 첨가되는 경우 강재의 인성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 망간(Mn)은 본 발명에 따른 TWB용 강재의 1.2~1.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.2 중량% 미만일 경우에는 결정립 미세화 효과가 불충분하다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 중심부 편석 발생으로 인성이 열화되고 원가 측면에서 불리하다는 문제점이 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 마르텐사이트 패킷 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 또한 티타늄(Ti)은 페라이트(Ferrite) 영역의 안정적 확보를 통한 강재의 연신율 향상에 기여한다. 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 TWB용 강재의 0.01~0.10 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 결정립 미세화 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.10 중량%를 초과하면 인성 저하를 초래할 수 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 마르텐사이트 패킷 크기 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 또한 니오븀(Nb)은 페라이트 영역의 안정적 확보를 통한 강재의 연신율 향상에 기여한다. 일 구체예에서, 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 TWB용 강재의 0.01~0.10 중량%의 함량으로 첨가된다. 니오븀(Nb)을 0.01 중량% 미만으로 첨가할 경우 열간 압연 및 냉간 압연 공정에서 강재의 결정립 미세화 효과가 미미하고, 0.10 중량%를 초과하여 첨가할 경우 제강성 조대 석출물이 생성될 수 있으며, 강재 연신율이 저하되고, 원가 측면에서 불리하다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 강재의 강도 및 연신율 향상에 기여한다. 다만, 실리콘(Si)의 함량이 본 발명에 따른 핫 스탬핑 강재의 0.03 중량%를 초과하여 첨가될 경우 표면 결함 및 도금 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 실리콘(Si)의 함량을 핫 스탬핑용 강재 전체의 0 초과 0.03 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
인(P)
인(P)은 편석이 잘 되는 원소로, 강재의 인성을 저해하는 원소이다. 일 구체예에서, 인(P)은 본 발명에 따른 핫 스탬핑 강재의 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 범위로 포함시 인성 저하를 방지할 수 있다. 인(P)을 0.018 중량%를 초과하여 첨가할 경우 공정중 크랙을 유발하고, 인화철 화합물이 형성되어 인성이 저하될 수 있다.
황(S)
황(S)은 가공성 및 물성을 저해하는 원소이다. 일 구체예에서, 황(S)은 본 발명에 따른 핫 스탬핑 강재의 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하로 포함될 수 있다. 황(S)을 0.003 중량%를 초과하여 첨가할 경우 열간 가공성을 떨어뜨리고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
다음으로, 상기한 본 발명의 TWB용 강재를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
핫 스탬핑 부품의 제조방법
본 발명의 다른 관점은 상기 TWB 공정을 거치는 TWB용 강재를 이용하여 핫 스탬핑 부품을 제조하는 방법에 관한 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법을 설명하기 위하여 도시한 공정 흐름도이고, 도 2는 도 1의 핫 스탬핑용 블랭크를 준비하는 단계를 구체적으로 도시한 흐름도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 구체예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법은, 이종의 강재로 이루어진 핫 스탬핑용 블랭크들을 준비하는 단계(S110), 상기 핫 스탬핑용 블랭크들을 접합하여 접합강재를 형성하는 단계(S120), 상기 접합강재를 이용하여 핫 스탬핑을 실시하여 성형체를 형성하는 단계(S130), 및 상기 성형체를 냉각하여 핫 스탬핑 부품을 형성하는 단계(S140)를 포함하여 이루어진다.
핫 스탬핑용 블랭크를 준비하는 단계(S110)
상기 핫 스탬핑용 블랭크를 준비하는 단계(S110)는, 핫 스탬핑 부품 형성을 위한 이종의 판재를 목적에 따라 원하는 형상으로 재단하여, 예를 들어 차량의 B-필라 형성을 위하여 충격 흡수부가 될 제1 블랭크와 충돌 지지부가 될 제2 블랭크를 각각 형성하는 단계이다.
상기 제1 블랭크는 핫 스탬핑 후 B-필라의 충격 흡수부가 되는 부분으로, 차량 충돌시 운전자를 보호하기 위하여 적절한 강도를 갖되 충돌 시 충격을 흡수하여 운전자를 보호할 수 있는 연신율을 갖는 것이 바람직하다. 본 발명의 바람직한 구체예에 따르면, 상기 제1 블랭크는 핫 스탬핑 후에 인장강도(TS): 559~605MPa, 항복강도(YS): 360~390MPa, 및 연신율(El): 20% 이상이고, 페라이트 및 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는 강재로 이루어진다.
상기 제2 블랭크는 핫 스탬핑 후 B-필라의 충돌 지지부가 되는 부분으로서, 차량 충돌시 운전자의 생존공간을 확보하여 운전자를 보호하기 위하여, 예를 들어 핫 스탬핑 후에 1,200~1,500MPa의 인장강도를 갖는 초고강도 강재로 이루어진다.
상기 제1 블랭크를 형성하는 공정은 도 2에 도시된 바와 같이, 열간압연 단계(S210), 냉각/권취 단계(S220), 냉간압연 단계(S230) 및 소둔 열처리 단계(S240)를 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법에서 상기 제1 블랭크를 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0 중량% 초과 0.03 중량% 이하, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함한다.
열간 압연을 위해 상기 슬라브 판재의 재가열 단계가 진행된다. 슬라브 재가열 단계에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1,200 ~ 1,250℃로 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다. 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1,200℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1,250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 소부경화능 및 내시효성도 감소하고, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간 압연 단계(S210)에서는 재가열된 슬라브 판재를 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT) : 860 ~ 920℃의 조건으로 마무리 열간 압연한다.
이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 860℃ 미만으로 너무 낮으면, 이상영역 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 마무리 압연 온도(FDT)도 SRT와 마찬가지로 고온일수록 균질화에 유리하며 SRT 및 패스(pass) 수에 따라 결정되나, 마무리 압연 온도(FDT)가 920℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 소부경화능 및 내시효성이 감소한다.
냉각/권취 단계(S220)에서는 열간 압연된 판재를 권취 온도(Coiling Temperature: CT) : 620 ~ 660℃까지 냉각하여 권취한다. 권취 온도는 탄소(C)의 재분배에 영향을 미치며, 권취 온도가 620℃ 미만일 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 660℃를 초과할 경우에는 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
냉간 압연 단계(S230)에서는 권취된 판재를 언코일링(uncoiling)하여 산세 처리한 후, 냉간 압연한다. 이때, 산세는 권취된 판재, 즉 상기의 열연과정을 통하여 제조된 열연 코일의 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시하게 된다.
상기 냉간 압연은 산세 처리된 판재를 냉간 압하율 : 60 ~ 80%로 냉간 압연하는 것이 바람직하다. 냉간 압하율이 60% 미만일 경우에는 열연 조직의 변형효과가 작다. 반대로, 냉간 압하율이 80%를 초과하는 경우에는 냉간 압연에 소요되는 비용이 상승할 뿐만 아니라, 드로잉성을 저해하고 강판의 가장자리에 균열의 발생으로 강판이 파단되는 문제를 야기할 수 있다.
소둔 열처리 단계(S240)는 상기 냉연 판재를 소둔 열처리하는 단계이다. 일 구체예에서 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 20~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다. 일 구체예에서, 소둔 열처리시 냉연 판재를 700~900℃에서 가열할 수 있다. 상기 범위로 가열시 공정 효율성과, 강재의 강도 및 성형성이 동시에 우수할 수 있다.
냉연 판재를 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각시 강재의 생산성이 저하되며, 50℃/s를 초과하는 냉각속도로 냉각시 강재의 균일한 미세 조직의 확보가 어려울 수 있다. 예를 들면 30~40℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
한편, 후술하는 도 1의 핫 스탬핑 단계(S130)에서는, 성형 대상인 접합 강재를 고온으로 가열하여 연화시켜 프레스 가공한 다음 냉각한다. 따라서, 접합 강재를 고온으로 가열하여 연화시키므로 용이하게 프레스 가공할 수 있고 성형 후의 냉각에 의한 ◎칭에 의해 강재의 기계적 강도가 높아진다. 그러나, 800℃ 이상의 고온으로 강재를 가열하므로 강재 표면의 철(Fe)이 산화되어 산화물(스케일)이 발생한다. 따라서, 본 발명의 일 구체예에 있어서, 상기 소둔 열처리 이후에, 상기 냉연 강판에 소정의 피복을 실시할 수 있는데, 유기계 피복이나 아연(Zn)계 피복에 비해 융점이 높은 알루미늄(Al)계 금속 피복, 예를 들어 알루미늄(Al)-실리콘(Si)계 도금처리를 실시한다. 상기 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금된 냉연 강판은 부식을 방지하고 프레스로 이동시 뜨거운 강판 표면에서의 스케일의 생성을 방지한다.
강판에 대한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금처리는 잘 알려진 공지의 방법으로 수행될 수 있다. 일 예는, 강판에 알루미늄(Al)-실리콘(Si)을 확산코팅하는 방법으로, 확산코팅 온도로 가열될 수 있는 가열로에 강판을 투입한 후 확산코팅 온도로 가열된 강판의 표면에 알루미늄(Al)-실리콘(Si)이 확산코팅되게 한다.
강판을 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금처리하는 다른 방법은, 강판을 도금욕에 침적하여 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금을 실시한 다음, 합금화 열처리를 수행하고, 합금화 열처리된 강판을 냉각하는 방식으로 이루어질 수 있다.
이러한 도금처리에 의해, 강판의 표면에는 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금층이 형성되고, 이러한 도금층은 후술할 고온 열처리 과정에서 산화 스케일 층이 생성되는 것을 억제하는 역할을 한다.
한편, 상기 제2 블랭크는 열간압연 단계, 냉각/권취 단계, 냉간압연 단계 및 소둔 열처리 단계를 진행함으로써 형성할 수 있다.
본 발명에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법에서, 상기 제2 블랭크를 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는, 중량%로 탄소(C): 0.20~0.50%, 실리콘(Si): 0.05~1.00%, 망간(Mn) : 0.10~2.50%, 인(P): 0 초과 0.015% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 크롬(Cr): 0.05~1.00%, 보론(B): 0.001~0.009%, 티타늄(Ti): 0.01~0.09% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. 일 실시 예에 있어서, 상기 열간압연 단계는, 상기 강 슬래브를 1200~1250℃의 온도로 재가열하는 단계, 상기 재가열한 슬라브를 900~950℃의 온도에서 마무리압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 680℃ 내지 800℃까지 냉가 후 권취하는 단계를 포함할 수 있다. 이어서, 상기 냉간 압연 단계는 상기 권취된 강판을 산세 후 냉간압연하는 단계를 포함할 수 있다. 이어서, 소둔 열처리 단계는 상기 냉간압연된 판재를 740℃~820℃에서 소둔 처리하는 단계를 포함할 수 있다. 소둔 열처리된 판재는 일 예로서, 5~50℃/sec로 냉각 속도로 상온까지 냉각될 수 있다.
접합강재를 형성하는 단계(S120)
상기 이종의 제1 및 제2 블랭크를 TWB 공정을 통해 접합하여 접합강재를 형성한다. 일 구체예에 있어서, 제1 블랭크를 B-필라의 하단의 충격 흡수부가 되고, 제2 블랭크를 상부의 충돌 지지부가 되게 배치한 다음, 예를 들어 레이저를 이용하여 맞대기 방식으로 용접할 수 있다.
핫 스탬핑 단계(S130)
상기 접합강재를 가열로에서 약 850 ~ 950℃의 온도로 가열한다. 일 예로서, 상기 가열은 930℃의 온도에서 약 5분간 진행될 수 있다. 이어서, 가열된 접합강재를 프레스 금형으로 이송한다. 이때, 약 9 ~ 11초 정도의 이송시간이 소요될 수 있다. 핫 스탬핑용 프레스 금형에서 최종 부품형상으로 성형된 후 약 30 ~ 120℃/sec의 냉각 속도로 성형체를 급냉하여 최종 제품을 형성한다.
도면으로 도시하지는 않았지만, 프레스 금형에는 내부에 냉매가 순환하는 냉각 채널이 구비될 수 있다. 구비된 냉각 채널을 통하여 공급되는 냉매에 의한 순환에 의해 가열된 블랭크를 신속히 급냉시킬 수 있게 된다. 이때, 접합강재의 스프링 백(spring back) 현상을 방지함과 더불어 원하는 형상을 유지하기 위해서는 프레스 금형을 닫은 상태에서 가압하면서 급냉을 실시할 수 있다.
상기한 과정(S110 ~ S130)으로 제조되는 핫 스탬핑 부품은, 상기 충격 흡수부에 사용되는 상기 제1 블랭크에 대응되는 강재 부분에 포함되는 탄소(C)의 함량을 0.04~0.06 중량%로 제한함으로써 마르텐사이트의 분율을 줄이는 대신 석출을 극대화하여 강도 보상과 연신율을 확보할 수 있다. 또한, 또한, 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량을 적절히 제한함으로써 마르텐사이트 패킷의 사이즈를 감소시키고 그에 따라 강도 및 인성을 증가시킬 수 있다. 또한, 페라이트 영역의 안정적 확보를 통해 연신율을 증가시킬 수 있으며 핫 스탬핑 과정에서의 공정 변수에 따른 재질 편차를 최소화할 수 있다. 또한, 몰리브덴(Mo) 등 고가의 소입성 원소를 제외하고도 우수한 55K급 핫 스탬핑 부품을 제조할 수 있으며, 이를 통해 고연신율을 통한 충격 흡수성능을 기대할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 핫 스탬핑 부품은 충격 흡수부로서, 인장강도(TS): 550MPa 이상, 항복강도(YP): 300MPa 이상, 및 연신율(EL): 20% 이상을 만족하는 동시에 페라이트와 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 가지는 강재를 적용함으로써, 복잡한 형상으로의 가공이 용이할 뿐만 아니라 충돌 흡수성능이 우수하여 차량의 충돌부재에 활용하기에 적합하다. 또한, 상기 핫스탬핑 부분은 충돌 지지부로서, 인장강도(TS): 1200 내지 1500 MPa의 고강도를 유지할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 구현예를 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. 또한, 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
제1 구현예 (1st embodiment)
1. 시편의 준비
표 1의 성분과 잔량의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 슬라브 재가열 온도: 1,200℃에서 재가열 하고, 마무리 압연 온도: 900℃ 조건에서 열간 압연한 다음, 냉각하여 권취온도: 640℃ 조건에서 권취하여 열연 코일을 제조하였다. 상기 열연 코일을 언코일링한 다음, 냉간 압연하여 냉연 판재를 제조하고, 냉연 판재를 810℃까지 가열한 다음, 33℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 소둔 열처리를 하여 실시예 1의 강재를 제조하였다.
또한, 표 1과 같은 성분과 잔량의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 적용한 것을 제외하고, 상기 실시예 1과 동일한 방법으로 비교예 1 및 2의 강재를 제조하였다. 비교예 2 강재 시편의 경우 비교예 1의 강재 시편과 티타늄(Ti)의 함량비를 달리하면서 몰리브덴(Mo)을 첨가하였다.
구분 C(중량%) Mn(중량%) Nb(중량%) Ti(중량%) Mo(중량%) 핫 스탬핑 후 목표인장강도
실시예 1 0.05 1.40 0.06 0.07 - 550MPa 이상
비교예 1 0.08 1.60 0.05 0.07 - 500 내지 700 MPa
비교예 2 0.08 1.80 0.05 0.065 0.20 650 내지 750 MPa
다음에, 상기 실시예 1 및 비교예 1~2의 강재로 이루어진 제1 블랭크들을 준비한다. 또한, 별도로 1500 MPa의 인장강도를 가지는 강재로 이루어진 제2 블랭크를 준비한다. 상기 제2 블랭크는 중량%로 탄소(C): 0.20~0.50%, 실리콘(Si): 0.05~1.00%, 망간(Mn) : 0.10~2.50%, 인(P): 0 초과 0.015% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 크롬(Cr): 0.05~1.00%, 보론(B): 0.001~0.009%, 티타늄(Ti): 0.01~0.09% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
상기 제1 블랭크들과 상기 제2 블랭크를 레이저 용접하여 실시예 1 및 비교예 1 및 2에 따른 접합강재를 각각 제조하고, 각각의 접합강재를 930℃에서 5분간 가열한 다음, 상기 가열된 접합강재를 약 10초의 이송시간으로 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형하여 성형체를 제조하고, 상기 성형체를 100℃/s의 냉각속도로 냉각하여 최종 핫 스탬핑 부품을 각각 제조하였다.
2. 기계적 물성 평가
상기 제조된 성형체 중, 실시예 1 및 비교예 1 및 2에 해당하는 강재 부위에 대하여 인장강도(MPa), 항복강도(MPa) 및 연신율(%)을 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 인장강도(TS)(MPa) 항복강도(YS)(MPa) 연신율(EL)(%)
목표치 550MPa 이상 300MPa 이상 20% 이상
실시예 1 580 370 26.0
비교예 1 570 390 13.2
비교예 2 730 530 12.3
상기 표 2의 결과를 참조하면, 본 발명의 실시예 1의 강재 부위는, 비교예 1 및 비교예 2의 강재에 비해 충돌 흡수재로서 요구되는 인장강도 및 항복강도의 범위 내에서 우수한 연신율을 나타내었다. 특히 연신율의 경우, 본 발명의 실시예의 강재의 경우 20% 이상의 연신율을 나타내어 차량 충돌시 충격을 흡수하는 능력이 우수하여 충격 흡수재로서의 성능이 우수할 것임을 알 수 있다.
도 3은 비교예 1~2의 강재에 해당하는 성형체의 공정 시간에 따른 미세조직의 변화를 설명하는 그래프이며, 도 4는 실시예 1의 강재에 해당하는 성형체의 공정 시간에 따른 미세조직 변화를 설명하는 그래프이다.
실시예 1 및 비교예 1 및 2의 성형체 제조시, 접합강재를 열간 프레스에 이송할 때 이송시간에 따른 강재의 미세조직의 변화를 알아보기 위하여 이송시간을 각각 7초, 9초, 11초 및 13초로 나누어 측정하고, 표 3에 이송 시간 범위 내에서의 인장 강도, 항복 강도 및 연신율의 분포 범위를 나타내었다.
구분 인장강도(TS)(MPa) 항복강도(YS)(MPa) 연신율(EL)(%)
실시예 1 559~605 360~390 26.0~32.7
비교예 1 529~619 354~435 7.0~19.4
비교예 2 685~773 466~601 8.5~16.1
표 3을 참조하면, 비교예 1 및 2는 상기 이송 시간 범위 내에서, 인장 강도, 항복 강도 및 연신율의 편차가, 실시예 1과 대비하여 크게 발생하고 있다.
도 3을 참조하면, 상기 비교예 1~2의 강재의 경우, 핫 스탬핑을 위하여 가열 후 이송시간이나 블랭크 또는 금형의 냉각 속도에 따라 마르텐사이트와 페라이트의 분율의 급격한 변화가 발생함을 알 수 있다. 즉, 도 3에 도시된 바와 같이, 강재의 페라이트 변환 곡선(310)과 베이나이트 변환 곡선(320)의 시간축 간격(참조부호 "A")이 좁기 때문에 공정 변수에 따라 강재의 온도 곡선(330)이 시간축 상에서 좌 또는 우로 이동함에 따라 강재의 재질이 급격하게 변할 수 있음을 알 수 있다. 핫 스탬핑 공정의 경우 공정 조건의 제어가 쉽지 않은 상황이기 때문에 상술한 바와 같이, 성형체의 부위별로 재질의 분율 편차가 발생하는 경우, 차량의 충돌부재 부품 용도로 부적합할 수 있다.
이에 반해, 도 4를 참조하면, 강재의 페라이트 변환 곡선(410)이 도 3에 비해 시간축 상에서 좌측으로 상당히 이동되었음을 알 수 있다. 따라서, 페라이트 변환 곡선(41)과 베이나이트 변환 곡선(420)의 시간축에 따른 간격(도면참조 부호 "B")이 넓기 때문에, 시간에 따른 강재의 온도 곡선(430)이 공정 변수로 인해 좌측, 또는 우측으로 이동하더라도 두 재질 곡선(410, 420) 사이에서 움직이므로 핫 스탬핑 부품의 재질 편차가 최소화될 수 있다. 즉, 핫 스탬핑 후에 가지는 상기 실시예 1의 강재가 가지는 조직은 페라이트와 마르텐사이트의 듀얼 상 조직일 수 있다. 이와 같은 결과는, 탄소(C)의 함유량을 제한하고, 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti)의 함유량 제어를 통해 이루어진 것으로, 원하는 핫 스탬핑 부품의 재질을 안정적으로 확보할 수 있다.
도 5는 본 발명의 실시예 1의 강재에 해당하는 성형체의 핫 스탬핑용 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이고, 도 6은 비교예 1의 강재에 해당하는 성형체의 핫 스탬핑용 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이며, 도 7은 비교예 2의 강재에 해당하는 성형체의 핫 스탬핑용 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이다.
도 5 내지 도 7을 참조하면, 본 발명의 실시예 1의 강재는 페라이트 및 마르텐사이트 미세조직을 가지며, 표 3에서와 같이, 금형 이송 시간 범위 내에서 인장강도, 항복강도 및 연신율의 재질 편차가 상대적으로 적었다. 반면에, 금형 이송 시간 범위 내에서, 비교예 1은 페라이트 및 마르텐사이트 미세조직을 상대적으로 안정적으로 확보하지 못하였으며, 비교예 2는 페라이트와 저온상의 미세조직을 상대적으로 안정적으로 확보하지 못한 것으로 관찰되었다. 상기 저온상은 마르텐 사이트 및 베이나이트의 미세 조직으로 관찰되었다. 또한, 비교예 1 및 2의 경우, 표 3에서와 같이, 실시예의 강재보다 금형 이송 시간에 따른 인장강도, 항복강도 및 연신율의 재질 편차가 크게 발생함을 알 수 있었다.
도 8은 본 발명의 실시예 1의 강재에 해당하는 성형체의 핫 스탬핑용 금형의 냉각속도에 따른 표면조직을 나타낸 것으로, 냉각속도가 각각 30℃/s, 60℃/s 및 120℃/s일 때의 표면조직을 나타내었다. 도 8에 도시된 바와 같이, 냉각속도에 따른 미세조직의 분율이 거의 일정하였으며 인장강도, 항복강도 및 연신율의 변화도 크기 않았다.
이상을 종합해 볼 때, 본 발명의 실시예에 따른 강재는, 제어가 어려운 핫 스탬핑 금형으로의 이송시간, 냉각속도 등의 공정 변수에 따라 발생하는 성형체의 재질편차를 방지하기 위해 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)을 첨가하여 페라이트 영역을 확보하고 소입성을 높이고, 탄소(C) 첨가량을 감소시켜 마르텐사이트의 분율을 감소시킴으로써, 핫 스탬핑 공정의 공정 변수(열간 프레스 금형의 이송시간 및 냉각속도) 범위 내에서 미세 조직을 안정적으로 확보하여 성형체의 부위별 재질 편차를 최소화할 수 있음을 알 수 있었다. 또한 고가의 몰리브덴(Mo)을 배제하고도 비교예의 강재보다 인성이 우수하여, 경제성이 우수함을 알 수 있었다.
제2 구현예 (2nd embodiment)
1. 시편의 준비
제1 구현예의 표 1의 실시예 1의 합금 조성을 가지며, 제1 구현예의 열간 압연, 냉간 압연 및 소둔 열처리 공정을 순차적으로 진행하여 실시예의 강재를 준비하였다. 또한, 제1 구현예의 표 1의 실시예 1의 합금 조성에, 각각 0 초과 0.0020 중량% 이하의 보론이 추가된 합금 조성을 가지며, 제1 구현예의 공정 조건을 진행하여 복수의 비교예의 강재를 준비하였다
상기 실시예 및 복수의 비교예의 강재로 이루어진 블랭크들과 150K급 강재로 이루어진 블랭크를 레이저 용접하여 실시예 및 상기 복수의 비교예에 따른 접합강재를 각각 제조하였다. 상기 접합 강재에 대해 제1 구현예의 열간 프레스 공정을 진행하여, 최종 핫 스탬핑 부품을 각각 제조하였다.
2. 기계적 물성 평가
상기 제조된 성형체 중, 실시예 및 복수의 비교예에 해당하는 강재 부위에 대하여, 보론 첨가에 따라 강재 내에 생성되는 베이나이트의 분율을 측정하였다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따르는 강재 내에 보론 첨가에 따르는 조직 변화를 나타내는 그래프이다. 도 9를 참조하면, 보론이 첨가되지 않은 실시예의 강재는 베이나이트가 관찰되지 않았으나, 이와 대비하여, 복수의 비교예의 강재는 보론의 함량이 증가할수록 베이나이트 분율이 증가하는 경향을 나타내고 있다. 즉, 도 3에서와 같이, 보론이 강재에 첨가됨에 따라, 냉각 과정에서 강재의 온도 곡선(330)이 베이나이트 변환 곡선(320)을 통과하는 구간이 커짐을 예상할 수 있다. 반면에, 상기 실시예 1의 강재의 경우, 도 4에서와 같이, 냉각 과정에서 강재의 온도 곡선(330)이 베이나이트 변환 곡선(320)을 만나지 않을 수 있다. 따라서, 복수의 비교예의 강재에서 발생한 베이나이트 조직에 해당되는 분율이 실시 예의 강재에서는 페라이트 조직의 분율에 포함될 수 있다. 따라서, 실시예의 강재는 상기 복수의 비교예의 강재와 대비하여 연성이 우수할 수 있다.
제3 구현예(3rd embodiment)
1. 시편의 준비
표 4의 성분과 잔량의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 복수의 강 슬라브를 각각 슬라브 재가열 온도: 1,200℃에서 재가열 하고, 마무리 압연 온도: 900℃ 조건에서 열간 압연한 다음, 냉각하여 권취온도: 640℃ 조건에서 권취하여 열연 코일을 제조하였다. 상기 열연 코일을 언코일링한 다음, 냉간 압연하여 냉연 판재를 제조하고, 냉연 판재를 810℃까지 가열한 다음, 33℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 소둔 열처리를 하여 실시예 2 내지 5 및 비교예 3 내지 7의 강재를 제조하였다.
구분 C (중량%) Mn(중량%) Ti(중량%) Nb(중량%)
실시예2 0.05 1.2 0.07 0.06
실시예3 1.3
실시예4 1.4
실시예5 1.5
비교예3 1.6
비교예4 1.7
비교예5 1.8
비교예6 1.9
비교예7 2.0
이어서, 상기 실시예 2~5 및 비교예 3~7의 강재로 이루어진 블랭크들과 150K급 강재로 이루어진 블랭크를 레이저 용접하여 실시예 2~5 및 비교예 3~7에 따른 접합강재를 각각 제조하고, 각각의 접합강재를 930℃에서 5분간 가열한 다음, 상기 가열된 접합강재를 약 10초의 이송시간으로 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형하여 성형체를 제조하고, 상기 성형체를 100℃/s의 냉각속도로 냉각하여 최종 핫 스탬핑 부품을 각각 제조하였다.
2. 기계적 물성 평가
상기 제조된 성형체 중, 실시예 2~5 및 비교예 3~7에 해당하는 강재 부위에 대하여, 망간 첨가량에 따른 강재의 연신율을 측정하였다. 이때, 연신율 측정은, 실시예 2~5 및 비교예 3~7에 대해 각각 10개 시편을 제작한 후에 상온 인장 시험을 통해 진행하였다.
도 10은 본 발명의 일 실시예 및 일 비교예에 있어서, 망간 함량에 따르는 연신율 변화를 나타내는 그래프이다. 표 5는 실시예 2~5 및 비교예 3~7에 대해 각각 10개 제작한 시편의 평균 연신율(%)과 표준 편차를 나타낸다. 상기 평균 연신율은 10개의 시편 각각의 연신율의 산술 평균일 수 있다.
구분 평균 연신율(%) 표준편차
실시예2 28 1.2
실시예3 27 1.6
실시예4 26 1.3
실시예5 23 2.5
비교예3 19 2.7
비교예4 18 3.1
비교예5 17 3.4
비교예6 16 3.6
비교예7 15 3.9
표 5 및 도 10을 참조하면, 본 발명의 실시예 2 내지 5의 강재의 경우, 비교예 3 내지 7의 강재와 비교할 때, 평균 연신율이 우수하였다. 또한, 본 발명의 실시예 2 내지 5의 강재의 경우, 비교예 3 내지 7의 강재와 비교할 때, 연신율의 표준 편차가 낮게 측정되었다. 즉, 강재 내에 망간이 1.6중량% 이상 첨가되는 비교예 3 내지 7의 경우, 망간에 의한 고용 강화 증가로 강도 확보에는 용이하나, 연신율이 하락하고 연신율의 표준 편차가 증가할 위험이 있다. 이에 비해, 실시예 2 내지 5의 경우, 핫스탬핑 후 연신율의 증가와 더불어, 연신율의 표준 편차가 상대적으로 감소함으로써, 부품 성능의 안정화를 획득할 수 있다.
제4 구현예(4th embodiment)
1. 시편의 준비
표 4의 실시예 2~5의 합금 조성과 잔량의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 복수의 강 슬라브를 각각 슬라브 재가열 온도: 1,200℃에서 재가열 하고, 마무리 압연 온도: 900℃ 조건에서 열간 압연한 다음, 냉각하여 권취온도: 640℃ 조건에서 권취하여 열연 코일을 제조하였다. 상기 열연 코일을 언코일링한 다음, 냉간 압연하여 냉연 판재를 제조하고, 냉연 판재를 810℃까지 가열한 다음, 33℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 소둔 열처리를 하여 실시예 2~5의 강재를 제조하였다.
이어서, 상기 실시예 2~5의 강재로 이루어진 블랭크들과 1500MPa의 인장강도를 가지는 강재로 이루어진 블랭크를 레이저 용접하여 실시예 2~5에 따른 접합강재를 각각 제조하고, 각각의 접합강재를 930℃에서 5분간 가열한 다음, 상기 가열된 접합강재를 약 10초의 이송시간으로 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형하여 성형체를 제조하고, 상기 성형체를 75℃/s의 냉각속도로 냉각하여 최종 핫 스탬핑 부품을 각각 제조하였다.
2. 미세조직 관찰
상기 성형체에 대해, 상기 실시예 2~5의 강재부분에 대한 미세조직의 면적분율을 측정하였다. 상기 측정은 공지의 ASTM E562-11 시스테메틱 메뉴얼 포인트 카운트법(systematic manual point count)으로 진행하였다. 면적분율의 측정 결과를 표 6에 나타내었다.
망간 함량(중량%) 페라이트 면적분율(%) 마르텐사이트 면적분율(%)
실시예2 1.2 88~98 2~12
실시예3 1.3 87~97 3~13
실시예4 1.4 88~97 3~12
실시예5 1.5 87~98 2~12
표 6을 참조하면, 실시예 2~5의 강재부분은 망간 함량에 따라 편차를 크게 보이지 않는 것으로 나타났다. 본 발명의 망간 함량 범위인 1.2~1.5 중량% 내에서, 실시예 2~5의 강재 부분은 면적분율 87~98%의 페라이트 및 면적분율 2~13%의 마르텐사이트를 가지는 미세조직으로 이루어진 것으로 관찰되었다.
제5 구현예(5th embodiment)
1. 시편의 준비
0.05 중량%의 탄소, 1.4 중량%의 망간, 0.07 중량%의 티타늄, 0.06 중량%의 니오븀, 및 잔량의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 복수의 강 슬라브를 각각 슬라브 재가열 온도: 1,200℃에서 재가열 하고, 마무리 압연 온도: 900℃ 조건에서 열간 압연한 다음, 냉각하여 권취온도: 640℃ 조건에서 권취하여 열연 코일을 제조하였다. 상기 열연 코일을 언코일링한 다음, 냉간 압연하여 냉연 판재를 제조하고, 냉연 판재를 810℃까지 가열한 다음, 33℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 소둔 열처리를 하여 강재를 제조하였다.
이어서, 상기 소둔 열처리를 수행한 강재로 이루어진 블랭크와 1500 MPa의 인장강도를 가지는 강재로 이루어진 블랭크를 레이저 용접하여 접합강재를 제조하고, 상기 접합강재를 930℃에서 5분간 가열한 다음, 상기 가열된 접합강재를 약 10초의 이송시간으로 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형하여 성형체를 제조하였다. 이어서, 상기 성형체를 각각, 34℃/s, 63℃/s, 94℃/s, 및 115℃/s의 냉각속도로 냉각하여 실시예 6~9의 강재를 포함하는 핫 스탬핑 부품을 각각 제조하였다.
2. 미세조직 관찰
상기 제조된 핫 스탬핑 부품에 대해, 상기 실시예 6~9의 강재부분에 대한 미세조직의 면적분율을 측정하였다. 상기 측정은 공지의 ASTM E562-11 시스테메틱 메뉴얼 포인트 카운트법(systematic manual point count)으로 진행하였다. 면적분율의 측정 결과를 표 7에 나타내었다.
냉각속도(℃/s) 페라이트 면적분율(%) 마르텐사이트 면적분율(%)
실시예6 34 90~98 2~10
실시예7 63 88~97 3~12
실시예8 94 88~96 4~12
실시예9 115 83~95 5~17
표 7을 참조하면, 실시예 6~9의 강재부분은 냉각 속도에 따라 편차를 크게 보이지 않는 것으로 나타났다. 34~115℃/s의 냉각 속도의 범위 내에서, 실시예 6~9의 강재 부분은 면적분율 83~98%의 페라이트 및 면적분율 2~17%의 마르텐사이트를 가지는 미세조직으로 이루어진 것으로 관찰되었다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (11)

  1. 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하고,
    인장강도(TS): 550MPa 이상, 항복강도(YS): 300 MPa 이상, 및 연신율(El): 20% 이상이며, 페라이트와 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는
    테일러 웰디드 블랭크(Taylor Welded Blank)용 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    실리콘(Si): 0 중량% 초과 0.03 중량% 이하, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 및 황(S): 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하를 더 포함하는 테일러 웰디드 블랭크용 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 표면에, 상기 강재의 내식성을 향상시키기 위한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금층을 포함하는 테일러 웰디드 블랭크용 강재.
  4. (a) 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 망간(Mn): 1.2~1.5 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 니오븀(Nb): 0.01~0.10 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용한 제1 블랭크와, 상기 제1 블랭크와는 별도로 제공되는 강판을 재단하여 제2 블랭크를 준비하는 단계;
    (b) 상기 제1 및 제2 블랭크를 테일러 웰디드 블랭크 방식으로 용접하여 접합강재를 형성하는 단계;
    (c) 상기 접합강재를 프레스 금형으로 핫 스탬핑하여 성형체를 형성하는 단계; 및
    (d) 상기 성형체를 냉각하여 핫 스탬핑 부품을 형성하는 단계를 포함하는
    핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 (a) 단계는,
    (a-1) 상기 강 슬라브를 마무리 압연온도(FDT): 860 ~ 920℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
    (a-2) 상기 마무리 열간압연된 판재를 권취온도(CT): 620 ~ 660℃까지 냉각하여 권취하는 단계;
    (a-3) 상기 권취된 판재를 언코일링하고 냉간 압연하는 단계; 및
    (a-4) 상기 냉간 압연된 판재를 소둔 열처리하는 단계를 포함하는
    핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 제2 블랭크는,
    핫 스탬핑 후에 1,200 ~ 1,500MPa의 인장 강도를 갖는
    핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서,
    (c)단계는
    (c1) 상기 접합강재를 850 ~ 950℃의 온도로 가열하는 단계; 및
    (c2) 상기 가열된 접합강재를 9~11초의 이송시간으로 상기 프레스 금형으로 이송하는 단계를 포함하는
    핫 스탬핑용 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서,
    상기 성형체의 냉각은 30~120℃/s의 속도로 실시하는 핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  9. 제4항에 있어서,
    상기 제1 블랭크는 차량용 B-필러(B-Pillar)의 충격 흡수부로 기능하고,
    상기 제2 블랭크는 차량용 B-필러의 충돌 지지부로 기능하는 핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 제1 블랭크는 핫 스탬핑 후에, 인장강도(TS): 550MPa 이상, 항복강도(YS): 300MPa 이상, 및 연신율(El): 20% 이상이고,
    페라이트 및 마르텐사이트의 듀얼 상 조직을 갖는 핫 스탬핑 부품의 제조방법.
  11. 제5항에 있어서,
    상기 (a-4) 단계 후,
    상기 판재의 표면에 내식성 향상을 위한 알루미늄(Al)-실리콘(Si) 도금 처리하는 단계를 더 포함하는 핫 스탬핑 부품의 제조방법.
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