WO2022050500A1 - 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022050500A1
WO2022050500A1 PCT/KR2020/016867 KR2020016867W WO2022050500A1 WO 2022050500 A1 WO2022050500 A1 WO 2022050500A1 KR 2020016867 W KR2020016867 W KR 2020016867W WO 2022050500 A1 WO2022050500 A1 WO 2022050500A1
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steel sheet
hydrogen
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신누리
강훈철
손지희
김병훈
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현대제철 주식회사
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a material for hot stamping and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a material for hot stamping capable of securing excellent mechanical properties and delayed hydrogen destruction characteristics of hot stamping parts and a method for manufacturing the same. .
  • High-strength steel for weight reduction and stability is applied to parts used in automobiles.
  • high-strength steel can secure high-strength properties compared to its weight, but as the strength increases, press formability deteriorates, causing material breakage during processing or springback phenomenon, making it difficult to form products with complex and precise shapes. There are difficulties.
  • the hot stamping method is a molding technology for manufacturing high-strength parts by heating a boron steel sheet to an appropriate temperature, forming it in a press mold, and then rapidly cooling it.
  • problems such as crack generation or shape freezing defect during forming, which are problems in high-strength steel sheet, are suppressed, so that it is possible to manufacture parts with good precision.
  • Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2020-0061922 discloses that a thin oxide layer is formed on the surface of the blank by pre-heating before heating the hot stamping blank at a high temperature, thereby blocking the inflow of hydrogen in the high-temperature heating process to delay hydrogen. Minimize destruction is disclosed. However, since it is impossible to completely block the inflow of hydrogen, there is a fear that the inflow of hydrogen cannot be controlled, which may lead to delayed hydrogen destruction.
  • Embodiments of the present invention are intended to solve various problems including the above-described problems, and provide a material for hot stamping capable of securing excellent mechanical properties and hydrogen delayed destruction characteristics of hot stamping parts and a method for manufacturing the same. .
  • these problems are exemplary, and the scope of the present invention is not limited thereto.
  • a material for hot stamping is provided, including distributed fine precipitates, wherein the fine precipitates include a nitride or carbide of at least one of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V), and trap hydrogen do.
  • the fine precipitates may be formed in 2,500 or more and 3,000 or less per unit area ( ⁇ m 2 ).
  • 90% or more of the fine precipitates may be formed to have a diameter of 0.01 ⁇ m or less.
  • the number of fine precipitates having a diameter of 0.01 ⁇ m or less among the fine precipitates may be 2,300 or more and 2,900 or less per unit area ( ⁇ m 2 ).
  • more than 60% of the fine precipitates may be formed to have a diameter of 0.005 ⁇ m or less.
  • the average distance between the fine precipitates may be 0.15 ⁇ m or more and 0.4 ⁇ m or less.
  • the steel sheet further includes 0.1 wt% or less of an additive, and the additive may include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V).
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • a steel sheet is manufactured by reheating a slab in a slab reheating temperature range of 1,180 °C to 1,280 °C, and hot rolling the reheated slab in a finishing rolling temperature range of 830 °C to 930 °C and winding the steel sheet in a winding temperature range of 700 °C to 780 °C to form fine precipitates in the steel sheet, wherein the fine precipitates are titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (A method for manufacturing a material for hot stamping, including at least one nitride or carbide of V), and trapping hydrogen is provided.
  • the fine precipitates may be formed in 2,500 or more and 3,000 or less per unit area ( ⁇ m 2 ).
  • 90% or more of the fine precipitates may be formed to have a diameter of 0.01 ⁇ m or less.
  • the number of fine precipitates having a diameter of 0.01 ⁇ m or less among the fine precipitates may be 2,300 or more and 2,900 or less per unit area ( ⁇ m 2 ).
  • more than 60% of the fine precipitates may be formed to have a diameter of 0.005 ⁇ m or less.
  • the average distance between the fine precipitates may be 0.15 ⁇ m or more and 0.4 ⁇ m or less.
  • the slab is, carbon (C): 0.28 to 0.50 wt%, silicon (Si): 0.15 to 0.70 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, phosphorus (P): 0.05 wt% % or less, sulfur (S): 0.01% by weight or less, chromium (Cr): 0.1 to 0.5% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, additives: 0.1% by weight or less, and the remaining iron (Fe) and other inevitable It includes impurities, and the additive may include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V).
  • FIG. 1 is a TEM (Transmission Electron Microscopy) image showing a part of a material for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • 2A and 2B are exemplary views schematically illustrating a portion of the state in which hydrogen is trapped in the fine precipitates.
  • FIG. 3 is a flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a material for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • 5A and 5B are images showing results of a four-point bending test according to the coiling temperature of Examples and Comparative Examples.
  • a specific process sequence may be performed different from the described sequence.
  • two processes described in succession may be performed substantially simultaneously, or may be performed in an order opposite to the order described.
  • a and/or B refers to A, B, or A and B. And, “at least one of A and B” represents the case of A, B, or A and B.
  • a film, region, or component when a film, region, or component is connected, when the film, region, or component is directly connected, or/and in the middle of another film, region, or component It includes cases where they are interposed and indirectly connected.
  • a film, region, component, etc. when it is said that a film, region, component, etc. are electrically connected, when the film, region, component, etc. are directly electrically connected, and/or another film, region, component, etc. is interposed therebetween. This indicates an indirect electrical connection.
  • the x-axis, y-axis, and z-axis are not limited to three axes on a Cartesian coordinate system, and may be interpreted in a broad sense including them.
  • the x-axis, y-axis, and z-axis may be orthogonal to each other, but may refer to different directions that are not orthogonal to each other.
  • FIG. 1 is a TEM (Transmission Electron Microscopy) image showing a part of a material for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • the material 1 for hot stamping may include a steel plate 10 and fine precipitates 20 distributed in the steel plate 10 .
  • the steel sheet 10 may be a steel sheet manufactured by performing a hot rolling process and/or a cold rolling process on a slab cast to include a predetermined alloying element in a predetermined content.
  • the steel sheet 10 includes carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), chromium (Cr), boron (B), and the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the steel sheet 10 may further include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) as an additive.
  • the steel plate 10 may further include a predetermined amount of calcium (Ca).
  • Carbon (C) acts as an austenite stabilizing element in the steel sheet 10 .
  • Carbon is a major element that determines the strength and hardness of the steel sheet 10, and after the hot stamping process, the purpose of securing the tensile strength (eg, tensile strength of 1,680 MPa or more) of the steel sheet 10, and securing the hardenability characteristics is added as Such carbon may be included in an amount of 0.28 wt% to 0.50 wt% based on the total weight of the steel sheet 10 .
  • the carbon content is less than 0.28 wt%, it is difficult to secure a hard phase (martensite, etc.), so it is difficult to satisfy the mechanical strength of the steel sheet 10 .
  • the carbon content exceeds 0.50 wt%, brittleness of the steel sheet 10 or a reduction in bending performance may occur.
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the steel sheet 10 .
  • Silicon (Si) as a solid solution strengthening element improves the ductility of the steel sheet 10 and improves the carbon concentration in austenite by suppressing the formation of carbides in the low-temperature region.
  • silicon is a key element in hot rolling, cold rolling, hot pressing, homogenizing the structure (perlite, manganese segregation zone control), and fine dispersion of ferrite. Silicon serves as a martensitic strength heterogeneity control element to improve collision performance.
  • Such silicon may be included in an amount of 0.15 wt% to 0.70 wt% based on the total weight of the steel sheet 10 .
  • the content of silicon is less than 0.15 wt%, it is difficult to obtain the above-described effect, and cementite formation and coarsening may occur in the final hot stamping martensite structure, and the uniforming effect of the steel sheet 10 is insignificant and the V-bending angle is not guaranteed. becomes impossible Conversely, when the content of silicon exceeds 0.70 wt%, hot-rolling and cold-rolling loads are increased, hot-rolled red scale is excessive, and plating properties of the steel sheet 10 may be deteriorated.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element in the steel sheet 10 .
  • Manganese is added to increase hardenability and strength during heat treatment.
  • Such manganese may be included in 0.5wt% to 2.0wt% based on the total weight of the steel sheet 10 .
  • the content of manganese exceeds 2.0 wt%, ductility and toughness due to manganese segregation or pearlite bands may be reduced, which may cause deterioration in bending performance and may cause a heterogeneous microstructure.
  • Phosphorus (P) may be included in an amount greater than 0 and 0.05 wt% or less based on the total weight of the steel sheet 10 in order to prevent deterioration of the toughness of the steel sheet 10 .
  • the content of phosphorus exceeds 0.05 wt%, iron phosphide compounds are formed to deteriorate toughness and weldability, and cracks may be induced in the steel sheet 10 during the manufacturing process.
  • S may be included in an amount greater than 0 and 0.01 wt % or less based on the total weight of the steel sheet 10 . If the sulfur content exceeds 0.01wt%, hot workability, weldability, and impact properties are deteriorated, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving the hardenability and strength of the steel sheet 10 . Chromium makes it possible to refine grains and secure strength through precipitation hardening. Such chromium may be included in 0.1 wt% to 0.5 wt% based on the total weight of the steel sheet 10. When the content of chromium is less than 0.1wt%, the precipitation hardening effect is low, and on the contrary, when the content of chromium exceeds 0.5wt%, the Cr-based precipitates and matrix high-capacity increase to decrease toughness and increase production cost can increase
  • Boron (B) is added for the purpose of securing the hardenability and strength of the steel sheet 10 by suppressing the transformation of ferrite, pearlite, and bainite to secure a martensitic structure.
  • boron segregates at grain boundaries to increase hardenability by lowering grain boundary energy, and has an effect of grain refinement due to an increase in austenite grain growth temperature.
  • Such boron may be included in an amount of 0.001 wt % to 0.005 wt % based on the total weight of the steel sheet 10 . When boron is included in the above range, it is possible to prevent the occurrence of brittleness at the hard phase grain boundary, and secure high toughness and bendability.
  • the additive is a nitride or carbide generating element that contributes to the formation of fine precipitates 20 .
  • the additive may include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V). Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) form fine precipitates 20 in the form of nitride or carbide, thereby securing the strength of the hot stamped or quenched member.
  • they are contained in the Fe-Mn-based composite oxide, function as an effective hydrogen trap site for improving the delayed fracture resistance, and are elements necessary for improving the delayed fracture resistance.
  • These additives may be included in an amount of 0.1 wt% or less based on the total weight of the steel sheet 10 in total. If the content of the additive exceeds 0.1 wt%, the increase in yield strength may be excessively large.
  • Titanium (Ti) may be added for the purpose of strengthening hardenability by forming precipitates after hot press heat treatment and raising the material. In addition, it forms a precipitation phase such as Ti(C, N) at high temperature, effectively contributing to austenite grain refinement.
  • Such titanium may be included in 0.02wt% to 0.05wt% with respect to the total weight of the steel sheet 10 .
  • titanium is included in the above content range, it is possible to prevent poor performance and coarsening of precipitates, to easily secure physical properties of the steel, and to prevent defects such as cracks on the surface of the steel.
  • the content of titanium exceeds 0.05 wt%, the precipitates are coarsened, and elongation and bendability may decrease.
  • Niobium (Nb) and vanadium (V) are added for the purpose of increasing strength and toughness according to a decrease in the martensite packet size.
  • Each of niobium and vanadium may be included in 0.02wt% to 0.05wt% based on the total weight of the steel sheet 10 .
  • niobium and vanadium are included in the above range, the crystal grain refining effect of steel is excellent in the hot rolling and cold rolling process, cracks in the slab during steelmaking/playing, and brittle fracture of the product are prevented, and the formation of coarse precipitates in steelmaking is reduced. can be minimized
  • titanium (Ti) and niobium (Nb) may be included in 0.02 wt% to 0.09 wt% based on the total weight of the steel sheet 10 in total, but limited thereto it is not going to be
  • Calcium (Ca) may be added to control the shape of the inclusions. Such calcium may be included in an amount of 0.003 wt% or less with respect to the total weight of the steel plate 10 .
  • the fine precipitates 20 are distributed in the steel plate 10 and may serve to trap hydrogen. That is, the fine precipitates 20 can improve the hydrogen-delayed destruction characteristics of the hot stamping product by providing a trap site for hydrogen introduced therein during or after the manufacturing process of the hot stamping material 1 .
  • the fine precipitates 20 may include nitrides or carbides of additives.
  • the fine precipitates 20 may include a nitride or carbide of at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V).
  • the precipitation behavior of such fine precipitates 20 can be controlled by adjusting the process conditions. For example, by adjusting the coiling temperature (CT) range of the process conditions, the number of fine precipitates 20, the average distance between the fine precipitates 20, the diameter of the fine precipitates 20, etc. to control the precipitation behavior can Detailed description of the process conditions will be described later with reference to FIG. 3 .
  • CT coiling temperature
  • the number of fine precipitates 20 formed in the steel plate 10 may be controlled to satisfy a preset range.
  • the fine precipitates 20 are 2,500 pieces / ⁇ m 2 (250,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or more and 3,000 pieces/ ⁇ m 2 (300,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or less in the steel plate 10 .
  • the fine precipitates having a diameter of 0.01 ⁇ m or less are 2,300 pieces/ ⁇ m 2 (230,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or more 2,900 pieces/ ⁇ m 2 in the steel sheet 10 . (290,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or less can be formed.
  • the number of fine precipitates 20 is formed in the above-described range, it is possible to secure the required tensile strength (eg, 1,680 MPa) after hot stamping and improve formability or bendability.
  • the required tensile strength eg, 1,680 MPa
  • the strength may be lowered, whereas 2,900 pieces/ ⁇ m 2 (290,000 pieces) Dog / 100 ⁇ m 2 If it exceeds, moldability or bendability may be reduced.
  • the average distance between the adjacent fine precipitates 20 may be controlled to satisfy a preset range.
  • the “average distance” may mean a mean free path of the fine precipitates 20 , and details of a method of measuring it will be described later.
  • the average distance between the fine precipitates 20 may be 0.15 ⁇ m or more and 0.4 ⁇ m or less.
  • the average distance between the fine precipitates is less than 0.15 ⁇ m, the formability or bendability may decrease, whereas, if it exceeds 0.4 ⁇ m, the strength may decrease.
  • the diameter of the fine precipitates 20 may be controlled to satisfy a preset condition. Specifically, 90% or more of the fine precipitates 20 formed in the steel plate 10 may be formed to have a diameter of 0.01 ⁇ m or less. In addition, 60% or more of the fine precipitates 20 formed in the steel plate 10 may be formed to have a diameter of 0.005 ⁇ m or less. In addition, in an optional embodiment, the average diameter of all the fine precipitates 20 formed in the steel sheet 10 may be 0.006 ⁇ m or less.
  • the diameter of such fine precipitates 20 has a great influence on the improvement of the hydrogen delayed fracture characteristics.
  • FIGS. 2A and 2B the difference in the effect of improving the delayed hydrogen destruction characteristics according to the diameter of the fine precipitates 20 will be described.
  • 2A and 2B are exemplary views schematically illustrating a part of the state in which hydrogen is trapped in the fine precipitates 20 .
  • FIG. 2A shows a state in which hydrogen is trapped in the fine precipitates 20 having a relatively large diameter
  • FIG. 2B hydrogen is trapped in the fine precipitates 20 having a relatively small diameter. This is shown.
  • the number of hydrogen atoms trapped in one fine precipitate 20 increases. That is, the hydrogen atoms introduced into the steel sheet 10 are not evenly dispersed, and the probability that a plurality of hydrogen atoms are trapped in one hydrogen trap site increases.
  • a plurality of hydrogen atoms trapped in one hydrogen trap site may combine with each other to form a hydrogen molecule (H 2 ).
  • the formed hydrogen molecules increase the probability of generating internal pressure, and as a result, the hydrogen delayed fracture characteristics of the hot stamped product may be deteriorated.
  • the probability that a plurality of hydrogen atoms are trapped in one fine precipitate 10 is reduced. That is, the hydrogen atoms introduced into the steel plate 10 may be relatively evenly dispersed by being trapped at different hydrogen trap sites. Accordingly, hydrogen atoms are prevented from bonding to each other, and the probability of generating internal pressure due to hydrogen molecules is reduced, so that the delayed hydrogen destruction characteristics of the hot stamping product can be improved.
  • the precipitation behavior of such fine precipitates 20 can be measured by a method of analyzing a TEM (Transmission Electron Microscopy) image. Specifically, TEM images of arbitrary regions are acquired as many as a preset number for the specimen. Fine precipitates 20 are extracted from the obtained images through an image analysis program, etc., and the number of fine precipitates 20 with respect to the extracted fine precipitates 20, the average distance between the fine precipitates 20, fine precipitates (20) It is possible to measure the diameter and the like.
  • TEM Transmission Electron Microscopy
  • a surface replication method may be applied as a pretreatment to the measurement target specimen.
  • a one-step replica method, a two-step replica method, an extraction replica method, etc. may be applied, but the exemplary embodiment is not limited thereto.
  • the shape of the fine precipitates 20 is converted into a circle to calculate the diameter of the fine precipitates 20 there is.
  • the area of the extracted fine precipitates 20 is measured using a unit pixel having a specific area, and the diameter of the fine precipitates 20 is converted into a circle having the same area as the measured area. can be calculated.
  • the average distance between the fine precipitates 20 may be measured through the aforementioned mean free path. Specifically, the average distance between the fine precipitates 20 may be calculated using the particle area fraction and the number of particles per unit length. For example, the average distance between the fine precipitates 20 may have a correlation as shown in Equation 1 below.
  • a method of measuring the precipitation behavior of the fine precipitates 20 is not limited to the above-described example, and various methods may be applied.
  • FIG. 3 is a flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a material for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • the method for manufacturing a material for hot stamping includes a reheating step (S100), a hot rolling step (S200), a cooling/winding step (S300), and a cold rolling step (S400). ), an annealing heat treatment step (S500) and a plating step (S600) may be included.
  • steps S100 to S600 are shown as independent steps in FIG. 3 , some of steps S100 to S600 may be performed in one process, and some may be omitted if necessary.
  • a slab in a semi-finished state to be subjected to the process of forming the material 1 for hot stamping is prepared.
  • the slab is carbon (C): 0.28 to 0.50 wt%, silicon (Si): 0.15 to 0.70 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, phosphorus (P): 0.05 wt% or less, sulfur (S) : 0.01% by weight or less, chromium (Cr): 0.1 to 0.5% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities may be included.
  • the slab may further include 0.1 wt% or less of additives in total.
  • the additive may include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V).
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • the content of each of titanium (Ti), niobium (Nb) and/or vanadium (V) may be 0.02wt% to 0.05wt%.
  • the reheating step ( S100 ) is a step of reheating the slab for hot rolling.
  • the segregated components are re-dissolved during casting by reheating the slab secured through the continuous casting process in a predetermined temperature range.
  • the slab reheating temperature (SRT) may be controlled within a preset temperature range to maximize the effect of austenite refining and precipitation hardening.
  • the slab reheating temperature (SRT) range is based on the equilibrium precipitation amount of the fine precipitates 20 when reheating the slab. can If the slab reheating temperature (SRT) is less than the total solid solution temperature range of additives (Ti, Nb, and/or V), the driving force required for microstructure control is not sufficiently reflected during hot rolling. No securement effect can be obtained.
  • the slab reheating temperature (SRT) may be controlled to 1,180 °C to 1,280 °C.
  • SRT slab reheating temperature
  • the slab reheating temperature (SRT) is less than 1,180 °C, the segregated components during casting are not sufficiently re-dissolved, so it is difficult to see the effect of homogenizing the alloying elements significantly and there is a problem in that it is difficult to see the effect of solid solution of titanium (Ti).
  • the higher the slab reheating temperature (SRT) the more favorable for homogenization, but when it exceeds 1,280°C, the austenite grain size increases, making it difficult to secure strength and only the manufacturing cost of the steel sheet can increase due to the excessive heating process. there is.
  • the hot rolling step (S200) is a step of manufacturing a steel sheet by hot rolling the slab reheated in step S100 at a predetermined finishing delivery temperature (FDT) range.
  • the finish rolling temperature (FDT) range may be controlled to 830 °C to 930 °C.
  • the finish rolling temperature (FDT) is less than 830°C, it is difficult to secure the workability of the steel sheet due to the occurrence of a mixed structure due to rolling in an abnormal region, and there is a problem in that workability is reduced due to microstructure non-uniformity. There may be a problem of sheet-feeding properties during rolling.
  • the finish rolling temperature (FDT) exceeds 930°C, the austenite grains are coarsened. In addition, there is a risk that the TiC precipitates will coarsen and degrade the final part performance.
  • the fine precipitates 20 may be precipitated at the grain boundary in which energy is unstable.
  • the fine precipitates 20 precipitated at the grain boundary may act as a factor that hinders the grain growth of austenite, thereby providing an effect of improving strength through austenite refinement.
  • the fine precipitates 20 precipitated in steps S100 and S200 may be at a level of 0.027 wt% based on the equilibrium precipitation amount, but is not limited thereto.
  • the cooling/winding step (S300) is a step of cooling and winding the steel sheet hot-rolled in step S200 in a predetermined coiling temperature (CT) range, and forming fine precipitates 20 in the steel sheet. That is, in step S300 , the fine precipitates 20 are formed by forming nitrides or carbides of additives (Ti, Nb, and/or V) included in the slab. On the other hand, the winding may be performed in the ferrite station so that the equilibrium precipitation amount of the fine precipitates 20 can reach a maximum value. After the crystal grain recrystallization is completed in this way, the particle size of the fine precipitates 20 may be uniformly precipitated not only at the grain boundary but also within the grain during the tissue transformation into ferrite.
  • CT coiling temperature
  • the coiling temperature (CT) may be 700 °C to 780 °C.
  • the coiling temperature (CT) affects the redistribution of carbon (C).
  • C redistribution of carbon
  • the coiling temperature (CT) is less than 700 °C, the fraction of the low-temperature phase due to overcooling increases, which may increase strength and increase the rolling load during cold rolling, and there is a problem in that the ductility is rapidly reduced.
  • the coiling temperature exceeds 780°C there is a problem in that formability and strength deteriorate due to abnormal grain growth or excessive grain growth.
  • CT winding temperature
  • Cold rolling step (S400) is a step of cold rolling after uncoiling (uncoiling) the steel sheet wound in step S300, pickling treatment. At this time, pickling is performed for the purpose of removing the scale of the wound steel sheet, that is, the hot rolled coil manufactured through the above hot rolling process. Meanwhile, in one embodiment, the rolling reduction during cold rolling may be controlled to 30% to 70%, but is not limited thereto.
  • the annealing heat treatment step (S500) is a step of annealing the cold rolled steel sheet in step S400 at a temperature of 700 °C or higher.
  • the annealing heat treatment includes heating the cold rolled sheet and cooling the heated cold rolled sheet at a predetermined cooling rate.
  • the plating step ( S600 ) is a step of forming a plating layer on the annealed heat-treated steel sheet.
  • an Al-Si plating layer may be formed on the steel sheet annealed in the step S500 .
  • the plating step (S600) is a step of immersing the steel sheet in a plating bath having a temperature of 650 °C to 700 °C to form a hot-dip plated layer on the surface of the steel sheet, and cooling the steel sheet on which the hot-dip plated layer is formed to form a plating layer It may include a cooling step.
  • the plating bath may include Si, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi, etc. as an additive element, but is not limited thereto.
  • the material for hot stamping (1) manufactured to satisfy the content conditions and process conditions described above may have a tensile strength of 1,680 MPa or more and a bendability of 40 degrees or more after the hot stamping process. there is.
  • FIGS. 5A and 5B are 4-point bending tests according to the coiling temperature of Examples and Comparative Examples (4 point bending test) These are images showing the results of test).
  • Examples (CT700) and Comparative Example (CT800) are specimens prepared by hot stamping the hot stamping material (1) prepared by performing the above-described steps S100 to S600 with respect to the slab having the composition shown in Table 1 below.
  • the example (CT700) and the comparative example (CT800) are specimens manufactured by applying the same content conditions and process conditions in the manufacturing process of the hot stamping material (1), but differentially applying only the coiling temperature (CT) as a variable. .
  • Example (CT700) is a specimen prepared by hot stamping the material for hot stamping (1) prepared by applying a coiling temperature (CT) of 700 °C
  • Comparative Example (CT800) is wound at 800 °C It is a specimen manufactured by hot stamping the material (1) for hot stamping manufactured by applying temperature (CT).
  • FIG. 4 is a graph showing the measurement of tensile strength and bending stress of Example (CT700) and Comparative Example (CT800).
  • Example (CT700) is greater than that of Comparative Example (CT800), and the bending stress affecting impact properties is also comparable to that of Example (CT700) It can be seen that the improvement was compared with the bending stress of the example (CT800).
  • the equilibrium precipitation amount means the maximum number of precipitates that can be precipitated when thermodynamically equilibrium is achieved, and the greater the equilibrium precipitation amount, the greater the number of precipitates precipitated.
  • the amount of activated hydrogen means the amount of hydrogen excluding hydrogen trapped in the fine precipitates 20 among the hydrogen introduced into the steel sheet 10 .
  • Such an amount of activated hydrogen may be measured using a thermal desorption spectroscopy method. Specifically, while heating the specimen at a preset heating rate to increase the temperature, it is possible to measure the amount of hydrogen emitted from the specimen at a specific temperature or less. In this case, hydrogen emitted from the specimen at a temperature below a certain temperature is not trapped among the hydrogen introduced into the specimen and may be understood as activated hydrogen that affects delayed hydrogen destruction.
  • Table 2 shows the results of performing a four-point bending test on each of the samples with different equilibrium precipitation amounts of fine precipitates, and the amount of activated hydrogen measured using a thermal desorption spectroscopy method. indicates.
  • the 4-point bending test is a test to check whether stress corrosion cracking occurs by applying a stress at a level below the elastic limit to a specific point on a specimen manufactured by reproducing the state in which the specimen is exposed to a corrosive environment way.
  • stress corrosion cracking means a crack that occurs when corrosion and continuous tensile stress act simultaneously.
  • the 4 point bending test results of Table 2 are results of checking whether fracture occurs by applying a stress of 1,200 MPa in air for 100 hours to each of the samples.
  • the amount of activated hydrogen was measured using the above-described thermal desorption spectroscopy method, and while raising the temperature from room temperature to 500 °C at a heating rate of 20 °C/min for each of the samples to 350 °C
  • the amount of hydrogen emitted from the specimen is measured.
  • the equilibrium precipitation amount of Example (CT700) was 0.040 wt%
  • the equilibrium precipitation amount of the comparative example (CT800) was measured to be 0.029 wt%. That is, it can be confirmed that the embodiment (CT700) can provide more hydrogen trap sites by forming more fine precipitates 20 compared to the comparative example (CT800).
  • the Example (CT700) did not break and the comparative example (CT800) did not break.
  • the amount of activated hydrogen was about 0.453 wppm, and the amount of activated hydrogen in Comparative Example (CT800) was measured to be about 0.550 wppm.
  • the Example (CT700) having a relatively low amount of activated hydrogen is not broken, and the Comparative Example (CT800) having a relatively high amount of activated hydrogen is not broken. It can be understood that the delayed hydrogen fracture characteristic of the embodiment (CT700) is improved compared to the comparative example (CT800).
  • Example (CT700) compared to Comparative Example (CT800), the amount of precipitation of the fine precipitates 20 increased, and, accordingly, the amount of activated hydrogen decreased.
  • CT700 the amount of hydrogen trapped inside in the embodiment (CT700) is increased as compared to the comparative example (CT800), and as a result, it can be understood that the hydrogen delayed destruction characteristic is improved.
  • 5A and 5B are images showing the results of performing a 4-point bending test with respect to Example (CT700) and Comparative Example (CT800), respectively.
  • FIG. 5A is a result of a four-point bending test performed on Example (CT700)
  • FIG. 5B is a four-point bending test performed on Comparative Example (CT800) under the same conditions as Example (CT700). corresponds to a result.
  • Example (CT700) the specimen was not broken as a result of the four-point bending test, whereas in the case of Comparative Example (CT800), it was confirmed that the specimen was fractured.
  • CT700 a specimen prepared by hot stamping a material for hot stamping (1) prepared by applying a coiling temperature (CT) of 700 ° C, having a diameter of 0.01 ⁇ m or less.
  • CT coiling temperature
  • the fine precipitates 20 are formed in 2,300 or more and 2,900 or less per unit area ( ⁇ m 2 ), and the average distance between the fine precipitates 20 satisfies 0.15 ⁇ m or more and 0.4 ⁇ m or less. Therefore, it can be seen that the embodiment CT700 efficiently disperses and traps hydrogen introduced into the steel sheet 10 to improve hydrogen delayed fracture characteristics, and improve tensile strength and bending characteristics.
  • Comparative Example CT800 cannot efficiently disperse and trap hydrogen introduced into the steel sheet 10, and the tensile strength, bending characteristics, and hydrogen delayed fracture characteristics are lowered.
  • CT coiling temperature
  • Table 3 quantifies the tensile strength, bendability, and hydrogen delayed fracture characteristics according to the difference in the precipitation behavior of the fine precipitates 20 for a plurality of specimens. Specifically, Table 3 shows the measured values of the precipitation behavior (the number of fine precipitates 20 , the average distance between the fine precipitates 20 , the diameter of the fine precipitates 20 , etc.) for a plurality of specimens, and hot Measurements of properties (tensile strength, bendability, and amount of activated hydrogen) after stamping are described.
  • each of the plurality of specimens is heated to a temperature above Ac3 (the temperature at which the transformation from ferrite to austenite is completed) and cooled down to 300°C or less at a cooling rate of 30°C/s or more, and the tensile strength, bendability and The amount of activated hydrogen was measured.
  • the tensile strength and the amount of activated hydrogen were measured based on the above-described four-point bending test and thermal desorption spectroscopy method, and the bendability was determined by the German Automobile Industry Association (VDA: Verband Der).
  • VDA German Automobile Industry Association
  • the V-bending angle is measured according to VDA238-100, the standard of Automobilindustrie).
  • the precipitation behavior of the fine precipitates was measured through the above-described TEM image analysis.
  • the precipitation behavior of the fine precipitates was measured for arbitrary areas having an area of 0.5 ⁇ m * 0.5 ⁇ m, and converted based on the unit area (100 ⁇ m 2 ).
  • Table 3 shows the measured values of the precipitation behavior of the fine precipitates (the number of fine precipitates, the average distance between the fine precipitates, the diameter of the fine precipitates, etc.) for specimens A to T, and the properties (tensile strength, bending) after hot stamping and the amount of activated hydrogen).
  • specimens A to J of Table 3 apply the above-described process conditions to a slab that satisfies the above-described content conditions (see Table 1), and hot stamping the material (1) for hot stamping manufactured through steps S100 to S600. manufactured specimens. That is, specimens A to J are specimens satisfying the precipitation behavior conditions of the fine precipitates 20 described above.
  • fine precipitates 20 are formed in the steel plate 10 at 2,500 pieces/ ⁇ m 2 (250,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or more and 3,000 pieces/ ⁇ m 2 (300,000 pieces/100 ⁇ m 2 ) or less, and , the average diameter of all fine precipitates is 0,006 ⁇ m or less, 90% or more of the fine precipitates 20 formed in the steel sheet 10 have a diameter of 0.01 ⁇ m or less, and 60% or more have a diameter of 0.005 ⁇ m or less, The average distance between the fine precipitates 20 satisfies 0.15 ⁇ m or more and 0.4 ⁇ m or less.
  • specimens A to J satisfying the precipitation behavior conditions of the present invention as described above have improved tensile strength, bendability, and hydrogen delayed fracture characteristics. Specifically, for specimens A to J, the tensile strength after hot stamping satisfies 1,680 MPa or more, the bendability after hot stamping satisfies 40 degrees or more, and the activated hydrogen content after hot stamping satisfies 0.5 wppm or less .
  • specimens K to T are specimens that do not satisfy at least some of the precipitation behavior conditions of the above-mentioned fine precipitates.
  • the number of fine precipitates with a diameter of 10 nm or less was 229,982. This is less than the lower limit of the condition for the number of fine precipitates with a diameter of 10 nm or less. Accordingly, it can be confirmed that the tensile strength of specimen K is only 1,671 MPa, which is relatively low.
  • the total number of fine precipitates is 249,991. This is less than the lower limit of the total number of fine precipitates. Accordingly, it can be confirmed that the tensile strength of the specimen L is only 1,664 MPa, which is relatively low.
  • specimen M the number of fine precipitates with a diameter of 10 nm or less was 290,051. This exceeds the upper limit of the condition for the number of fine precipitates with a diameter of 10 nm or less. Accordingly, it can be confirmed that the bendability of specimen M is only 37 degrees, which is relatively low.
  • the total number of fine precipitates is 300,093. This exceeds the upper limit of the total number of fine precipitates. Accordingly, it can be confirmed that the bendability of specimen N is only 35 degrees, which is relatively low.
  • the average diameter of the total fine precipitates was 0.0071 ⁇ m. This exceeds the upper limit of the overall microprecipitate average diameter condition. Accordingly, the amount of activated hydrogen in specimen O was measured as a relatively high 0.505 wppm, confirming that the delayed hydrogen fracture characteristics were relatively deteriorated.
  • the proportion of fine precipitates with a diameter of 10 nm or less was 89.8%. This is less than the lower limit of the ratio condition of fine precipitates with a diameter of 5 nm or less. Accordingly, the amount of activated hydrogen in specimen P was measured to be relatively high at 0.514 wppm, confirming that the delayed hydrogen fracture characteristics were relatively deteriorated.
  • the proportion of fine precipitates with a diameter of 5 nm or less was 59.9%. This is less than the lower limit of the ratio condition of fine precipitates with a diameter of 5 nm or less. Accordingly, the amount of activated hydrogen in the specimen Q was measured to be relatively high at 0.502 wppm, confirming that the delayed hydrogen fracture characteristics were relatively deteriorated.
  • the proportion of fine precipitates with a diameter of 5 nm or less was 59.7%. This is less than the lower limit of the ratio condition of fine precipitates with a diameter of 5 nm or less. Accordingly, the amount of activated hydrogen in specimen R was measured to be relatively high at 0.504 wppm, confirming that the delayed hydrogen fracture characteristics were relatively deteriorated.
  • specimen S In the case of specimen S, the average distance of all fine precipitates was 0.14 ⁇ m. This is less than the lower limit of the average distance condition of all fine precipitates. Accordingly, it can be confirmed that the bendability of specimen S is only 38 degrees, which is relatively low.
  • specimen T In the case of specimen T, the average distance of all fine precipitates was 0.41 ⁇ m. This exceeds the upper limit of the overall microprecipitate average distance condition. Accordingly, it can be confirmed that the tensile strength of specimen T is only 1,678 MPa, which is relatively low.
  • the material for hot stamping (1) manufactured by the method for manufacturing the material for hot stamping to which the content conditions and process conditions of the present invention are applied as described above satisfies the precipitation behavior conditions of the fine precipitates 20 after hot stamping.
  • the hot stamping product satisfying the precipitation behavior conditions of the fine precipitates 20 had improved tensile strength, bendability and hydrogen delayed fracture characteristics.

Abstract

본 발명은 핫스탬핑 부품의 우수한 기계적 물성 및 수소지연파괴 특성을 확보할 수 있는 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법을 위하여, 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판 및 상기 강판 내에 분포된 미세석출물들을 포함하고, 상기 미세석출물들은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는, 핫스탬핑용 소재를 제공한다.

Description

핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법
본 발명의 실시예들은 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더 상세하게는 핫스탬핑 부품의 우수한 기계적 물성 및 수소지연파괴 특성을 확보할 수 있는 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 등에 사용되는 부품에는 경량화 및 안정성을 위한 고강도강이 적용된다. 한편, 고강도강은 중량 대비 고강도 특성을 확보할 수 있으나, 강도가 증가함에 따라 프레스 성형성이 저하되어 가공 중 소재의 파단이 발생하거나, 스프링 백 현상이 발생하여 복잡하고 정밀한 형상의 제품의 성형에 어려움이 있다.
이러한 문제점을 개선하기 위한 방안으로 대표적으로 핫스탬핑 공법이 있으며 이에 대한 관심이 높아지면서 핫스탬핑용 소재에 대한 연구도 활발히 이루어지고 있다. 예컨대, 한국 공개특허공보 제10-2017-0076009호 발명에 개시된 바와 같이, 핫스탬핑 공법은 붕소 강판을 적정온도로 가열하여 프레스 금형 내에서 성형 후 급속 냉각하여 고강도 부품을 제조하는 성형기술이다. 한국 공개특허공보 제10-2017-0076009호 발명에 의하면 고강도 강판에서 문제가 되는 성형 시 균열 발생 또는 형상 동결불량 등의 문제가 억제되어 양호한 정밀도의 부품을 제조하는 것이 가능하다.
하지만, 핫스탬핑 강판의 경우, 핫스탬핑 공정에서 유입된 수소 및 잔류응력에 의해 수소지연파괴가 발생하는 문제점이 있다. 이와 관련하여 한국 공개특허공보 제10-2020-0061922호는 핫 스탬핑 블랭크를 고온 가열하기 전에 프리 히팅을 실시하여 블랭크의 표면에 얇은 산화층을 형성함으로써 고온 가열 공정에서의 수소의 유입을 차단하여 수소지연파괴를 최소화하는 것을 개시한다. 그러나 수소의 유입을 완전히 차단하는 것을 불가능한 바, 유입된 수소를 제어하지 못하여 수소지연파괴로 이어질 수 있는 우려가 있다.
본 발명의 실시예들은 상술한 문제점을 포함하여 여러 문제점들을 해결하기 위한 것으로서, 핫스탬핑 부품의 우수한 기계적 물성 및 수소지연파괴 특성을 확보할 수 있는 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판 및 상기 강판 내에 분포된 미세석출물들을 포함하고, 상기 미세석출물들은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는, 핫스탬핑용 소재가 제공된다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들은 단위면적(㎛2)당 2,500개 이상 3,000개 이하로 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들 중 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들의 개수는 단위면적(㎛2)당 2,300개 이상 2,900개 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들의 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 강판은 0.1중량% 이하의 첨가제를 더 포함하고상기 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따르면, 슬래브를 1,180°C~1,280°C 의 슬래브 재가열 온도 범위에서 재가열하는 단계, 재가열된 슬래브를 830°C~930°C 의 마무리 압연 온도 범위에서 열간압연하여 강판을 제조하는 단계 및 상기 강판을 700°C~780°C의 권취 온도 범위에서 권취하며 상기 강판 내에 미세석출물들을 형성하는 단계를 포함하고, 상기 미세석출물들은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는, 핫스탬핑용 소재 제조방법이 제공된다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들은 단위면적(㎛2)당 2,500개 이상3,000개 이하로 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들 중 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들의 개수는 단위면적(㎛2)당 2,300개 이상 2,900개 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들의 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세석출물들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 슬래브는, 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량%, 첨가제: 0.1중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.
전술한 것 외의 다른 측면, 특징, 이점은 이하의 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용, 청구범위 및 도면으로부터 명확해질 것이다.
본 발명의 실시예들에 의하면, 핫스탬핑 부품의 우수한 기계적 물성 및 수소지연파괴 특성을 확보할 수 있는 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재의 일부를 도시하는 TEM(Transmission Electron Microscopy) 이미지이다.
도 2A 및 도 2B는 미세석출물들에 수소가 트랩된 모습의 일부를 개략적으로 도시하는 예시도들이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재 제조방법을 개략적으로 도시하는 흐름도이다.
도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예의 권취 온도에 따른 인장강도 및 굽힘 응력을 비교하여 나타낸 그래프이다.
도 5A 및 도 5B는 실시예 및 비교예의 권취 온도에 따른 4점 굴곡 시험(4 point bending test)의 결과를 도시하는 이미지들이다.
본 발명은 다양한 변환을 가할 수 있고 여러 가지 실시예를 가질 수 있는 바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 상세한 설명에 상세하게 설명하고자 한다. 본 발명의 효과 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 다양한 형태로 구현될 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세히 설명하기로 하며, 도면을 참조하여 설명할 때 동일하거나 대응하는 구성 요소는 동일한 도면부호를 부여하고 이에 대한 중복되는 설명은 생략하기로 한다.
이하의 실시예에서, 제1, 제2 등의 용어는 한정적인 의미가 아니라 하나의 구성 요소를 다른 구성 요소와 구별하는 목적으로 사용되었다.
이하의 실시예에서, 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하의 실시예에서, 포함하다 또는 가지다 등의 용어는 명세서상에 기재된 특징, 또는 구성요소가 존재함을 의미하는 것이고, 하나 이상의 다른 특징들 또는 구성요소가 부가될 가능성을 미리 배제하는 것은 아니다.
이하의 실시예에서, 막, 영역, 구성 요소 등의 부분이 다른 부분 위에 또는 상에 있다고 할 때, 다른 부분의 바로 위에 있는 경우뿐만 아니라, 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 있는 경우도 포함한다.
도면에서는 설명의 편의를 위하여 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다. 예컨대, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.
어떤 실시예가 달리 구현 가능한 경우에 특정한 공정 순서는 설명되는 순서와 다르게 수행될 수도 있다. 예를 들어, 연속하여 설명되는 두 공정이 실질적으로 동시에 수행될 수도 있고, 설명되는 순서와 반대의 순서로 진행될 수 있다.
본 명세서에서 "A 및/또는 B"은 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다. 그리고, "A 및 B 중 적어도 하나"는 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다.
이하의 실시예에서, 막, 영역, 구성 요소 등이 연결되었다고 할 때, 막, 영역, 구성 요소들이 직접적으로 연결된 경우, 또는/및 막, 영역, 구성요소들 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소들이 개재되어 간접적으로 연결된 경우도 포함한다. 예컨대, 본 명세서에서 막, 영역, 구성 요소 등이 전기적으로 연결되었다고 할 때, 막, 영역, 구성 요소 등이 직접 전기적으로 연결된 경우, 및/또는 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 간접적으로 전기적 연결된 경우를 나타낸다.
x축, y축 및 z축은 직교 좌표계 상의 세 축으로 한정되지 않고, 이를 포함하는 넓은 의미로 해석될 수 있다. 예를 들어, x축, y축 및 z축은 서로 직교할 수도 있지만, 서로 직교하지 않는 서로 다른 방향을 지칭할 수도 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세하게 설명한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재의 일부를 도시하는 TEM(Transmission Electron Microscopy) 이미지이다.
도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재(1)는 강판(10) 및 강판(10) 내에 분포된 미세석출물(20)들을 포함할 수 있다.
강판(10)은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 강판(10)은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 크롬(Cr), 붕소(B) 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 일 실시예로, 강판(10)은 첨가제로서 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다. 다른 실시예로, 강판(10)은 소정 함량의 칼슘(Ca)을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 강판(10) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 강판(10)의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 핫스탬핑 공정 이후, 강판(10)의 인장강도(예컨대, 1,680MPa 이상의 인장강도)를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 강판(10) 전체중량에 대하여 0.28wt% 내지 0.50wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.28wt% 미만인 경우, 경질상(마르텐사이트 등) 확보가 어려워 강판(10)의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.50wt%를 초과하는 경우, 강판(10)의 취성 발생 또는 굽힘 성능 저감 문제가 야기될 수 있다.
실리콘(Si)은 강판(10) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서 강판(10)의 연성을 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화(펄라이트, 망간 편석대 제어) 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 실리콘은 마르텐사이트 강도 불균질 제어 원소로 작용하여 충돌성능을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 실리콘은 강판(10) 전체중량에 대하여 0.15wt% 내지 0.70wt% 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.15wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 최종 핫스탬핑 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화 발생할 수 있고, 강판(10)의 균일화 효과가 미미하고 V-벤딩각을 확보할 수 없게 된다. 이와 반대로 실리콘의 함량이 0.70wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하며 열연 붉은형 스케일이 과다해지고 강판(10)의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 강판(10) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 강판(10) 전체중량에 대하여 0.5wt% 내지 2.0wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.5wt% 미만인 경우, 결정립 미세화 효과가 충분하지 못하여, 소입성 미달로 핫스탬핑 후 성형품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 2.0wt%를 초과하는 경우, 망간 편석 또는 펄라이트 밴드에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은, 강판(10)의 인성 저하를 방지하기 위해, 강판(10) 전체중량에 대하여 0 초과 0.05wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.05wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 제조 공정 중 강판(10)에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 강판(10) 전체중량에 대하여 0 초과 0.01wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.01wt%를 초과하면 열간 가공성, 용접성 및 충격특성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
크롬(Cr)은 강판(10)의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 석출경화를 통한 결정립 미세화 및 강도 확보를 가능하게 한다. 이러한 크롬은 강판(10) 전체중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.5wt% 포함될 수 있다. 크롬의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 석출경화 효과가 저조하고, 이와 반대로, 크롬의 함량이 0.5wt%를 초과하는 경우, Cr계 석출물 및 매트릭스 고용량이 증가하여 인성이 저하되고, 원가 상승으로 생산비가 증가할 수 있다
붕소(B)는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트 조직을 확보함으로써, 강판(10)의 소입성 및 강도를 확보하는 목적으로 첨가된다. 또한, 붕소는 결정입계에 편석되어 입계 에너지를 낮추어 소입성을 증가시키고, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다. 이러한 붕소는 강판(10) 전체중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.005wt%로 포함될 수 있다. 붕소가 상기 범위로 포함시 경질상 입계 취성 발생을 방지하며, 고인성과 굽힘성을 확보할 수 있다. 붕소의 함량이 0.001wt% 미만인 경우, 소입성 효과가 부족하고, 이와 반대로, 보론의 함량이 0.005wt%를 초과하는 경우, 고용도가 낮아 열처리 조건에 따라 결정립계에서 쉽게 석출되어 소입성이 열화되거나 고온 취화의 원인이 될 수 있고, 경질상 입계 취성 발생으로 인성 및 굽힘성이 저하될 수 있다.
첨가제는 미세석출물(20)들 형성에 기여하는 질화물 또는 탄화물 생성 원소이다. 구체적으로, 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 질화물 또는 탄화물 형태의 미세석출물(20)들을 형성함으로써, 핫스탬핑, 담금질한 부재의 강도를 확보한다. 또한, 이들은 Fe-Mn계 복합 산화물에 함유되고, 내지연 파괴 특성 향상에 유효한 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 내지연 파괴성을 개선하는 데 필요한 원소이다. 이러한 첨가제는 합계로 강판(10) 전체중량에 대하여 0.1wt% 이하로 포함될 수 있다. 첨가제의 함량이 0.1wt%를 초과하면 항복 강도의 상승이 과도하게 커질 수 있다.
티타늄(Ti)은 열간 프레스 열처리 후 석출물 형성에 의한 소입성 강화 및 재질 상향 목적으로 첨가될 수 있다. 또한, 고온에서 Ti(C, N) 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여한다. 이러한 티타늄은 강판(10) 전체중량에 대하여 0.02wt% 내지 0.05wt% 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 강재의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 강재 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다. 반면에, 티타늄의 함량이 0.05wt%를 초과하면, 석출물이 조대화되어 연신율 및 굽힘성 하락이 발생할 수 있다.
니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 마르텐사이트 패캣 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 니오븀 및 바나듐 각각은 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.02wt% 내지 0.05wt% 포함될 수 있다. 니오븀 및 바나듐이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간압연 공정에서 강재의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬래브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다.
한편, 첨가제가 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)을 포함하는 경우, 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 합계로 강판(10) 전체중량에 대하여 0.02wt% 내지 0.09wt% 포함될 수 있으나 이에 한정되는 것은 아니다.
칼슘(Ca)은 게재물 형상제어를 위해 첨가될 수 있다. 이러한 칼슘은 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.003wt% 이하로 포함될 수 있다.
미세석출물(20)들은 강판(10) 내에 분포되어 수소를 트랩하는 역할을 할 수 있다. 즉, 미세석출물(20)들은 핫스탬핑용 소재(1)의 제조 과정 또는 제조 후에 내부로 유입된 수소에 대한 트랩사이트를 제공함으로써 핫스탬핑 가공된 제품의 수소지연파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 일 실시예로, 미세석출물(20)들은 첨가제의 질화물 또는 탄화물을 포함할 수 있다. 구체적으로, 미세석출물(20)들은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함할 수 있다.
이와 같은 미세석출물(20)들의 석출 거동은 공정 조건을 조절함으로써 제어할 수 있다. 예컨대, 공정 조건 중 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위를 조절함으로써, 미세석출물(20)들의 개수, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리, 미세석출물(20)들의 직경 등과 같은 석출 거동을 제어할 수 있다. 공정 조건에 대한 상세한 설명은 도 3을 참조하여 후술한다.
일 실시예로, 미세석출물(20)들이 강판(10) 내에 형성되는 개수가 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 구체적으로, 미세석출물(20)들은 강판(10) 내에 2,500개/㎛2(250,000개/100㎛2) 이상 3,000개/㎛2(300,000개/100㎛2) 이하로 형성될 수 있다. 특히, 강판(10) 내에 분포하는 미세석출물(20)들 중 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들은 강판(10) 내에 2,300개/㎛2(230,000개/100㎛2) 이상 2,900개/㎛2(290,000개/100㎛2) 이하로 형성될 수 있다.
미세석출물(20)들의 개수가 상술한 범위로 형성되면, 핫스탬핑 후 요구되는 인장강도(예컨대, 1,680MPa)를 확보하고 성형성 내지 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 예컨대, 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물(20)들의 개수가 2,300개/㎛2(230,000개/100㎛2) 미만인 경우, 강도가 저하될 수 있고, 반면에, 2,900개/㎛2(290,000개/100㎛2)를 초과하는 경우, 성형성 내지 굽힘성이 저하될 수 있다.
다른 실시예로, 인접하는 미세석출물(20)들 간의 평균 거리가 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 여기서 "평균 거리"는 미세석출물(20)들의 평균 자유 경로(mean free path)를 의미할 수 있으며, 이를 측정하는 방법에 대한 상세한 내용은 후술한다.
구체적으로, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하일 수 있다. 미세석출물들 간의 평균 거리가 0.15㎛ 미만인 경우, 성형성 내지 굽힘성이 저하될 수 있고, 반면에, 0.4㎛를 초과하는 경우, 강도가 저하될 수 있다.
또 다른 실시예로, 미세석출물(20)들의 직경이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 구체적으로, 강판(10) 내에 형성되는 미세석출물(20)들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다. 또한, 강판(10) 내에 형성되는 미세석출물(20)들 중 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성될 수 있다. 또한, 선택적 실시예에서, 강판(10) 내에 형성되는 전체 미세석출물(20)들의 평균 직경은 0.006㎛ 이하일 수 있다.
이와 같은 미세석출물(20)들의 직경은 수소지연파괴 특성 개선에 큰 영향을 준다. 이하, 도 2A 및 도 2B를 참조하여 미세석출물(20)들의 직경에 따른 수소지연파괴 특성 개선 효과 차이를 설명한다.
도 2A 및 도 2B는 미세석출물(20)들에 수소가 트랩된 모습의 일부를 개략적으로 도시하는 예시도들이다.
구체적으로, 도 2A에는 직경이 상대적으로 큰 미세석출물(20)들에 수소가 트랩핑된 모습이 도시되어 있고, 도 2B에는 직경이 상대적으로 작은 미세석출물(20)들에 수소가 트랩핑된 모습이 도시되어 있다.
도 2A와 같이 미세석출물(20)들의 직경이 상대적으로 큰 경우, 하나의 미세석출물(20)에 트랩핑되는 수소 원자의 개수가 증가한다. 즉, 강판(10) 내부로 유입된 수소 원자들이 고르게 분산되지 않고, 하나의 수소 트랩 사이트에 복수개의 수소 원자들이 트랩될 확률이 증가하게 된다. 하나의 수소 트랩 사이트에 트랩된 복수개의 수소 원자들은 서로 결합하여 수소 분자(H2)를 형성할 수 있다. 형성된 수소 분자는 내부 압력 발생 확률을 증가시키며, 결과적으로 핫스탬핑 가공된 제품의 수소지연파괴 특성을 저하시킬 수 있다.
이와 달리 도 2B와 같이 미세석출물(20)들의 직경이 상대적으로 작은 경우, 하나의 미세석출물(10)에 복수개의 수소 원자들이 트랩될 확률이 감소하게 된다. 즉, 강판(10) 내부로 유입된 수소 원자들은 서로 다른 수소 트랩 사이트에 트랩됨으로써, 상대적으로 고르게 분산될 수 있다. 이에 따라 수소 원자들이 서로 결합하지 못하게 됨으로써, 수소 분자로 인해 내부 압력 발생 확률이 감소하여 핫스탬핑 가공된 제품의 수소지연파괴 특성이 향상될 수 있다.
한편, 이와 같은 미세석출물(20)들의 석출 거동은 TEM(Transmission Electron Microscopy) 이미지를 분석하는 방법으로 측정할 수 있다. 구체적으로, 시편에 대하여 사전 설정된 개수만큼 임의의 영역들에 대한 TEM 이미지를 획득한다. 획득한 이미지들로부터 이미지 분석 프로그램 등을 통해 미세석출물(20)들을 추출하고, 추출된 미세석출물(20)들에 대하여 미세석출물(20)들의 개수, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리, 미세석출물(20)들의 직경 등을 측정할 수 있다.
일 실시예로, 미세석출물(20)들의 석출 거동 측정을 위해 측정 대상 시편에 전처리로서 표면복제법(Replication method)을 적용할 수 있다. 예컨대, 1단계 레플리카법, 2단계 레플리카법, 추출 레플리카법 등이 적용될 수 있으나, 상술한 예시로 한정되는 것은 아니다.
다른 실시예로, 미세석출물(20)들의 직경 측정 시, 미세석출물(20)들의 형태의 불균일성을 고려하여 미세석출물(20)들의 형상을 원으로 환산하여 미세석출물(20)들의 직경을 산출할 수 있다. 구체적으로, 특정한 면적을 갖는 단위 픽셀을 이용하여 추출된 미세석출물(20)의 면적을 측정하고, 미세석출물(20)을 측정된 면적과 동일한 면적을 갖는 원으로 환산하여 미세석출물(20)의 직경을 산출할 수 있다.
또 다른 실시예로, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리는 전술한 평균 자유 경로(mean free path)를 통해 측정할 수 있다. 구체적으로, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리는 입자 면적분율과 단위 길이당 입자 개수를 이용하여 산출할 수 있다. 예컨대, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리는 아래와 같은 수학식 1과 같은 상관관계를 가질 수 있다.
[수학식 1]
λ=(1-AA)/NL
(λ: 입자 간 평균 거리, AA: 입자 면적분율, NL: 단위 길이당 입자 개수)
미세석출물(20)들의 석출 거동을 측정하는 방법은 상술한 예시로 제한되지 않고 다양한 방법이 적용될 수 있다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재 제조방법을 개략적으로 도시하는 흐름도이다.
도 3에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 소재 제조방법은, 재가열 단계(S100), 열간압연 단계(S200), 냉각/권취 단계(S300), 냉간압연 단계(S400), 소둔 열처리 단계(S500) 및 도금 단계(S600)를 포함할 수 있다.
참고로 도 3에는 S100 내지 S600 단계가 독립적인 단계로 도시되어 있으나, S100 내지 S600 단계 중 일부는 하나의 공정에서 수행될 수 있으며, 필요에 따라 일부가 생략되는 것도 가능하다.
먼저, 핫스탬핑용 소재(1)를 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬래브를 준비한다. 상기 슬래브는 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 슬래브는 합계로 0.1중량% 이하의 첨가제를 더 포함할 수 있다. 이때, 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 예컨대, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및/또는 바나듐(V) 각각의 함량은 0.02wt% 내지 0.05wt%일 수 있다.
재가열 단계(S100)는 열간압연을 위해 상기 슬래브를 재가열하는 단계이다. 재가열 단계(S100)에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 슬래브를 소정의 온도 범위에서 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다.
슬래브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT)는 오스테나이트 미세화 및 석출경화 효과 극대화를 위하여 사전 설정된 온도 범위 내로 제어될 수 있다. 이때, 슬래브 재가열 온도(SRT) 범위는 슬래브 재가열 시 미세석출물(20)의 평형 석출량을 기준으로 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)가 전고용되는 온도 범위(약 1,000°C 이상)에 포함될 수 있다. 슬래브 재가열 온도(SRT)가 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)의 전고용 온도 범위에 미달하는 경우 열간압연 시 미세조직 제어에 필요한 구동력이 충분히 반영되지 않아 요구되는 석출량 제어를 통한 우수한 기계적 물성 확보 효과를 얻을 수 없다.
일 실시예로, 슬래브 재가열 온도(SRT)는 1,180°C 내지 1,280°C로 제어될 수 있다. 슬래브 재가열 온도(SRT)가 1,180°C 미만인 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵고, 티타늄(Ti)의 고용 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 반면에, 슬래브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1,280°C를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간압연 단계(S200)는 S100 단계에서 재가열된 슬래브를 소정의 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT) 범위에서 열간압연하여 강판을 제조하는 단계이다. 일 실시예로, 마무리 압연 온도(FDT) 범위는 830°C 내지 930°C로 제어될 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)가 830°C 미만인 경우, 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 발생할 수 있다. 이와 반대로, 마무리 압연 온도(FDT)가 930°C를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화된다. 또한, TiC 석출물이 조대화되어 최종 부품 성능이 저하될 위험이 있다.
한편, 재가열 단계(S100) 및 열간압연 단계(S200)에서는 에너지가 불안정한 입계에서 미세석출물(20)들의 일부가 석출될 수 있다. 이때, 입계에 석출된 미세석출물(20)들은 오스테나이트의 결정립 성장을 방해하는 요소로 작용하여 오스테나이트 미세화를 통한 강도 향상의 효과를 제공할 수 있다. 한편, S100 및 S200 단계에서 석출되는 미세석출물(20)들은 평형 석출량 기준 0.027wt% 수준일 수 있으나 이에 한정되는 것은 아니다.
냉각/권취 단계(S300)는 S200 단계에서 열간압연된 강판을 소정의 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위에서 냉각시키며 권취하며, 강판 내에 미세석출물(20)들을 형성하는 단계이다. 즉, S300 단계에서는 슬래브가 포함하는 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)의 질화물 또는 탄화물을 형성함으로써, 미세석출물(20)들이 형성된다. 한편, 권취는 미세석출물(20)들의 평형 석출량이 최대치에 도달할 수 있도록 페라이트역에서 진행될 수 있다. 이와 같이 결정립 재결정이 완료된 후 페라이트로 조직 변태 시 입계뿐 아니라 입내에서도 미세석출물(20)들의 입자 크기가 균질하게 석출될 수 있다.
일 실시예로, 권취 온도(CT)는 700°C 내지 780°C 일 수 있다. 권취 온도(CT)는 탄소(C)의 재분배에 영향을 미친다. 이러한 권취 온도(CT)가 700°C 미만일 경우에는 과냉으로 인한 저온상 분율이 높아져 강도 증가 및 냉간압연 시 압연부하가 심화될 우려가 있으며, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 780°C를 초과할 경우에는 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
이와 같이 본 실시예에 의하면, 권취 온도(CT) 범위를 제어함으로써, 미세석출물(20)들의 석출 거동을 제어할 수 있다. 권취 온도(CT) 범위에 따른 핫스탬핑용 소재(1)의 특성 변화에 대한 실험예는 도 4, 도 5A 및 도 5B를 참조하여 후술한다.
냉간압연 단계(S400)는 S300 단계에서 권취된 강판을 언코일링(uncoiling)하여 산세 처리한 후, 냉간압연하는 단계이다. 이때, 산세는 권취된 강판, 즉 상기의 열연과정을 통하여 제조된 열연 코일의 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시하게 된다. 한편, 일 실시예로, 냉간압연 시 압하율은 30% 내지 70%로 제어될 수 있으나 이에 제한되는 것은 아니다.
소둔 열처리 단계(S500)는 S400단계에서 냉간압연된 강판을 700°C 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 구체예에서 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
도금 단계(S600)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 일 실시예로, 도금 단계(S600)에서, S500단계에서 소둔 열처리된 강판 상에 Al-Si 도금층을 형성할 수 있다.
구체적으로, 도금단계(S600)는 강판을 650°C 내지 700°C의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 강판의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계 및 상기 용융도금층이 형성된 강판을 냉각시켜 도금층을 형성하는 냉각 단계를 포함할 수 있다. 이때, 도금욕은 첨가 원소로서 Si, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi 등이 포함될 수 있으나 이에 한정되는 것은 아니다.
이와 같이 S100 내지 S600 단계를 거쳐 제조한 핫스탬핑용 소재(1)에 대하여 핫스탬핑 공정을 수행함으로써, 요구되는 강도 및 굽힘성을 만족하는 핫스탬핑 부품을 제조할 수 있다. 일 실시예로, 전술한 함량 조건 및 공정 조건을 만족하도록 제조한 핫스탬핑용 소재(1)는, 핫스탬핑 공정을 거친 이후에 1,680MPa 이상의 인장강도 및 40도(degree) 이상의 굽힘성을 가질 수 있다.
이하에서는, 실시예 및 비교예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 그러나, 하기의 실시예 및 비교예는 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 범위가 하기의 실시예 및 비교예에 의하여 한정되는 것은 아니다. 하기의 실시예 및 비교예는 본 발명의 범위 내에서 당업자에 의해 적절히 수정, 변경될 수 있다.
도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예의 권취 온도에 따른 인장강도 및 굽힘 응력을 비교하여 나타낸 그래프이고, 도 5A 및 도 5B는 실시예 및 비교예의 권취 온도에 따른 4점 굴곡 시험(4 point bending test)의 결과를 도시하는 이미지들이다.
실시예(CT700) 및 비교예(CT800)는 하기 표 1과 같은 조성을 갖는 슬래브에 대하여 전술한 S100 내지 S600 단계를 수행하여 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편들이다. 이때, 실시예(CT700) 및 비교예(CT800)는 핫스탬핑용 소재(1)의 제조 과정에서 동일한 함량 조건 및 공정 조건을 적용하되, 권취 온도(CT)만을 변수로 차별 적용하여 제조된 시편들이다.
성분(wt%)
C Si Mn P S Cr B 첨가제
0.28~0.50 0.15~0.70 0.5~2.0 0.05이하 0.01이하 0.1~0.5 0.001~0.005 0.1이하
구체적으로, 실시예(CT700)는 700°C의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편이고, 비교예(CT800)는 800°C의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편이다.
한편, 도 4는 실시예(CT700) 및 비교예(CT800)의 인장강도 및 굽힘 응력을 측정하여 나타낸 그래프이다.
도 4를 참조하면, 인장강도의 경우, 실시예(CT700)의 인장강도는 비교예(CT800)의 인장강도보다 크고, 충격 특성에 영향을 미치는 굽힘 응력 역시 실시예(CT700)의 굽힘 응력이 비교예(CT800)의 굽힘 응력과 대비하여 개선되었음을 확인할 수 있다.
이는 하기 표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이, 실시예(CT700)의 경우가 비교예(CT800)에 비해 미세석출물(20)들의 석출량의 증가 및 이에 따른 수소 포집 능력이 향상되었기 때문이다.
하기 표 2는 실시예(CT700)와 비교예(CT800)의 평형 석출량과 활성화 수소량의 측정값 및 굽힘 빔 응력 부식 시험(Bent-beam stress corrosion test) 결과이다. 여기서, 평형 석출량이란, 열역학적으로 평형상태를 이룰 때 석출될 수 있는 석출물의 최대 개수를 의미하며, 이러한 평형 석출량이 클수록 석출되는 석출물의 개수가 증가한다. 또한, 활성화 수소량은, 강판(10) 내에 유입된 수소 중 미세석출물(20)들에 트랩된 수소를 제외한 수소량을 의미한다.
이와 같은 활성화 수소량은 가열 탈가스 분석(Thermal desorption spectroscopy) 방법을 이용하여 측정할 수 있다. 구체적으로, 시편을 사전 설정된 가열 속도로 가열하여 승온시키면서, 특정 온도 이하에서 시편으로부터 방출되는 수소량을 측정할 수 있다. 이때, 특정 온도 이하에서 시편으로부터 방출되는 수소는 시편 내에 유입된 수소 중 트랩되지 못하고 수소지연파괴에 영향을 주는 활성화 수소로 이해될 수 있다.
샘플명 평형 석출량(wt%) 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 결과 활성화 수소량(wppm)
CT700 0.040 비파단 0.453
CT800 0.029 파단 0.550
표 2는 미세석출물의 평형 석출량이 상이한 샘플들 각각에 대하여 4점 굴곡 시험(4 point bending test)을 수행한 결과와, 가열 탈가스 분석(Thermal desorption spectroscopy) 방법을 이용하여 측정한 활성화 수소량을 나타낸다.
여기서, 4점 굴곡 시험(4 point bending test)은, 시편을 부식 환경에 노출시킨 상태를 재현하여 제조한 시편을 특정 지점에 탄성 한계 이하 수준의 응력을 가하며 응력부식균열의 발생 여부를 확인하는 시험 방법이다. 이때, 응력부식균열은 부식과 지속적인 인장응력이 동시에 작용할 때 발생하는 균열을 의미한다.
구체적으로, 표 2의 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 결과는, 샘플들 각각에 대하여 공기 중에서 1,200MPa의 응력을 100시간 동안 인가하여 파단 발생 여부를 확인한 결과이다. 또한, 활성화 수소량은 전술한 가열 탈가스 분석(Thermal desorption spectroscopy) 방법을 이용하여 측정된 것으로, 샘플들 각각에 대하여 20°C/min의 가열 속도로 상온에서 500°C까지 승온시키면서 350°C 이하에서 시편으로부터 방출되는 수소량을 측정한 값이다.
표 2를 참조하면, 미세석출물(20)들의 평형 석출량의 경우, 실시예(CT700)의 평형 석출량은 0.040wt%이고, 비교예(CT800)의 평형 석출량은 0.029wt%로 측정되었다. 즉, 실시예(CT700)가 비교예(CT800)와 대비하여 더 많은 미세석출물(20)들이 형성됨으로써, 보다 많은 수소 트랩사이트를 제공할 수 있음을 확인할 수 있다.
한편, 4점 굴곡 시험 결과의 경우, 실시예(CT700)는 파단되지 않고 비교예(CT800)는 파단되었다. 또한, 활성화 수소량의 경우, 실시예(CT700)의 활성화 수소량은 약 0.453wppm이고, 비교예(CT800)의 활성화 수소량은 약 0.550wppm으로 측정되었다. 이와 관련하여, 활성화 수소량이 상대적으로 더 낮은 실시예(CT700)는 파단되지 않고, 활성화 수소량이 상대적으로 더 높은 비교예(CT800)는 파단되었음을 확인할 수 있다. 이는 실시예(CT700)가 비교예(CT800)와 대비하여 수소지연파괴 특성이 향상된 것으로 이해될 수 있다.
즉, 실시예(CT700)는 비교예(CT800)와 대비하여 미세석출물(20)들의 석출량이 증가하고, 이에 따라 활성화 수소량이 감소하였다. 이는 실시예(CT700)에서 내부에 트랩된 수소의 양이 비교예(CT800)와 대비하여 증가한 것을 의미하며, 그 결과 수소지연파괴 특성이 향상된 것으로 이해될 수 있다.
도 5A 및 도 5B는 각각 실시예(CT700) 및 비교예(CT800)에 대하여 4점 굴곡 시험(4 point bending test)을 시행한 결과를 도시하는 이미지들이다.
구체적으로, 도 5A는 실시예(CT700)에 대하여 4점 굴곡 시험을 시행한 결과이고, 도 5B는 비교예(CT800)에 대하여 실시예(CT700)와 동일한 조건을 적용하여 4점 굴곡 시험을 시행한 결과에 대응된다.
도 5A 및 도 5B에 도시된 바와 같이, 실시예(CT700)의 경우, 4점 굴곡 시험 결과 시편이 파단되지 않은 반면, 비교예(CT800)의 경우, 시편이 파단되었음을 확인할 수 있다.
이는, 도 5A의 실시예(CT700)의 경우, 700°C의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편으로서, 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물(20)들이 단위면적(㎛2)당 2,300개 이상 2,900개 이하로 형성되고, 미세석출물(20)들 간 평균 거리가 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하를 만족한다. 따라서, 실시예(CT700)는 강판(10) 내 유입된 수소를 효율적으로 분산하고 트랩핑하여 수소지연파괴 특성이 향상되고, 인장강도 및 굽힘 특성이 향상된 것을 확인할 수 있다.
이와 반대로, 도 5B의 비교예(CT800)의 경우, 800°C의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편으로서, 미세석출물(20)들의 석출량이 충분하지 않고, 미세석출물(20)들의 직경이 조대화되어 수소 결합에 의한 내압 발생 확률이 증가한다. 따라서, 비교예(CT800)는 강판(10) 내 유입된 수소를 효율적으로 분산 트랩핑할 수 없고, 인장강도, 굽힘 특성 및 수소지연파괴 특성이 저하된 것을 확인할 수 있다.
즉, 동일한 성분들로 구성되더라도 권취 온도(CT)의 차이로 인하여, 핫스탬핑 소재(1)가 핫스탬핑 공정을 거친 후 가지는 강도, 굽힙성 및 수소지연파괴 특성 등에 차이가 발생한다. 이는 권취 온도(CT)에 따라 미세석출물(20)들의 석출 거동에 차이가 발생하기 때문이다. 따라서, 전술한 본 발명의 실시예들에 따른 함량 조건 및 공정 조건을 적용하면 고강도를 확보하고, 굽힘성 및 수소지연파괴 특성을 향상시킬 수 있다.
아래 표 3은 복수의 시편들에 대하여 미세석출물(20)들의 석출 거동의 차이에 따른 인장강도, 굽힘성 및 수소지연파괴 특성을 수치화한 것이다. 구체적으로, 표 3에는 복수의 시편들에 대하여, 석출 거동(미세석출물(20)들의 개수, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리, 미세석출물(20)들의 직경 등)의 측정값들과, 핫스탬핑 이후 갖는 특성들(인장강도, 굽힘성 및 활성화 수소량)의 측정값들이 기재되어 있다.
한편, 복수의 시편들은 각각 Ac3(페라이트에서 오스테나이트로의 변태가 완료되는 온도) 이상의 온도로 가열하고 300°C 이하까지 30°C/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 인장강도, 굽힘성 및 활성화 수소량을 측정한 것이다.
이때, 인장강도 및 활성화 수소량은 전술한 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 및 가열 탈가스 분석(Thermal desorption spectroscopy) 방법을 기반으로 측정한 것이고, 굽힘성은 독일 자동차산업협회(VDA: Verband Der Automobilindustrie)의 규격인 VDA238-100에 따라 V-벤딩각을 측정한 것이다.
또한, 미세석출물들의 석출 거동(미세석출물들의 개수, 미세석출물들 간의 평균 거리, 미세석출물들의 직경 등)은 전술한 TEM 이미지 분석을 통해 측정하였다. 또한, 미세석출물들의 석출 거동은 0.5㎛*0.5㎛의 면적을 갖는 임의의 영역들에 대하여 측정하여 단위 면적(100㎛2)을 기준으로 환산하여 측정하였다.
시편 전체미세석출물 개수(개/100㎛2) 직경10nm 이하미세석출물 전체미세석출물평균 거리(㎛) 직경5nm 이하미세석출물 전체 미세석출물평균 직경(㎛) 핫스탬핑 후인장강도(MPa) 핫스탬핑 후굽힘성(º) 핫스탬핑 후활성화 수소량(wppm)
개수(개/100㎛2)/ 비율(%) 개수(개/100㎛2)/ 비율(%)
A 255,112 230,111 / 90.2% 0.31 150,399 / 60.0% 0.0057 1708 42 0.494
B 250,119 244,116/ 97.6% 0.28 232,361 / 92.9% 0.0041 1695 42 0.497
C 281,600 279,600 / 99.4% 0.18 198,000 / 70.1% 0.0044 1741 46 0.453
D 288,750 288,125 / 99.8% 0.18 244,375 / 84.6% 0.0042 1750 44 0.448
E 275,826 261,483 / 94.8% 0.19 207,145 / 75.1% 0.0047 1745 48 0.455
F 299,981 269,983 / 90.0% 0.16 182,688 / 60.9% 0.0053 1756 50 0.471
G 299,269 289,992 / 96.9% 0.15 182,554 / 61.0% 0.0046 1757 46 0.422
H 298,554 283,925 / 95.1% 0.15 252,278 / 84.5% 0.0038 1750 44 0.425
I 261,769 243,969 / 93.2% 0.40 159,941 / 61.1% 0.0056 1715 42 0.491
J 278,002 273,554 / 98.4 % 0.20 215,730 / 77.6% 0.006 1736 55 0.458
K 255,252 229,982 / 90.1% 0.35 155,448 / 60.9% 0.0055 1671 45 0.452
L 249,991 228,742 / 91.5% 0.37 151,995 / 60.8% 0.0051 1664 50 0.495
M 292,981 290,051 / 99.0% 0.16 214,462 / 73.2% 0.0039 1752 37 0.457
N 300,093 279,687 / 93.2% 0.16 179,093 / 62.8% 0.0049 1764 35 0.481
O 274,850 260,283/ 94.7% 0.23 169,033 / 61.5% 0.0071 1678 42 0.505
P 299,566 269,010 / 89.8% 0.17 254,032 / 84.8% 0.0042 1742 40 0.514
Q 250,228 239,969 / 95.9% 0.32 149,887 / 59.9% 0.0058 1712 51 0.502
R 299,989 156,913 / 95.1% 0.37 179,093 / 59.7% 0.0051 1755 43 0.504
S 299,853 289,958 / 96.7% 0.14 284,261/ 94.8% 0.0036 1753 38 0.438
T 242,154 219,392 / 90.6% 0.41 145,777/ 60.2% 0.0059 1678 44 0.498
표 3은 시편 A 내지 T에 대하여 미세석출물들의 석출거동(미세석출물들의 개수, 미세석출물들 간의 평균 거리, 미세석출물들의 직경 등)의 측정값들과, 핫스탬핑 이후 갖는 특성들(인장강도, 굽힘성 및 활성화 수소량)의 측정값들을 나타낸다.
표 3의 시편 A 내지 J는, 전술한 함량 조건(표 1 참조)을 만족하는 슬래브에 대하여 전술한 공정 조건을 적용하여 S100 내지 S600 단계를 통해 제조한 핫스탬핑용 소재(1)를 핫스탬핑하여 제조된 시편들이다. 즉, 시편 A 내지 J는 전술한 미세석출물(20)들의 석출 거동 조건들을 만족하는 시편들이다. 구체적으로, 시편 A 내지 J는 미세석출물(20)들이 강판(10) 내에 2,500개/㎛2(250,000개/100㎛2) 이상 3,000개/㎛2(300,000개/100㎛2) 이하로 형성되고, 전체 미세석출물들의 평균 직경은 0,006㎛ 이하이고, 강판(10) 내에 형성되는 미세석출물(20)들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지고, 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지며, 미세석출물(20)들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하를 만족한다.
이와 같은 본 발명의 석출 거동 조건을 만족하는 시편 A 내지 J는 인장강도, 굽힘성 및 수소지연파괴 특성이 향상됨을 확인할 수 있다. 구체적으로, 시편 A 내지 J는 핫스탬핑 후 인장강도가 1,680MPa 이상을 만족하고, 핫스탬핑 후 굽힘성이 40도(degree) 이상을 만족하고, 핫스탬핑 후 활성화 수소량이 0.5wppm 이하를 만족한다.
반면에, 시편 K 내지 T는 전술한 미세석출물들의 석출 거동 조건들 중 적어도 일부를 만족시키지 못 하는 시편들로서, 인장강도, 굽힘성 및/또는 수소지연파괴 특성이 시편 A 내지 J와 대비하여 떨어지는 것을 확인할 수 있다.
시편 K의 경우, 직경 10nm 이하 미세석출물 개수가 229,982개이다. 이는 직경 10nm 이하 미세석출물 개수 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 K의 인장강도는 상대적으로 낮은 1,671MPa에 불과함을 확인할 수 있다.
시편 L의 경우, 전체 미세석출물 개수가 249,991개이다. 이는 전체 미세석출물 개수 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 L의 인장강도는 상대적으로 낮은 1,664MPa에 불과함을 확인할 수 있다.
시편 M의 경우, 직경 10nm 이하 미세석출물 개수가 290,051개이다. 이는 직경 10nm 이하 미세석출물 개수 조건의 상한을 초과한다. 이에 따라 시편 M의 굽힘성은 상대적으로 낮은 37도에 불과함을 확인할 수 있다.
시편 N의 경우, 전체 미세석출물 개수가 300,093개이다. 이는 전체 미세석출물 개수 조건의 상한을 초과한다. 이에 따라 시편 N의 굽힘성은 상대적으로 낮은 35도에 불과함을 확인할 수 있다.
시편 O의 경우, 전체 미세석출물 평균 직경이 0.0071㎛이다. 이는 전체 미세석출물 평균 직경 조건의 상한을 초과한다. 이에 따라 시편 O의 활성화 수소량은 상대적으로 높은 0.505wppm으로 측정되어 수소지연파괴 특성이 상대적으로 저하되었음을 확인할 수 있다.
시편 P의 경우, 직경 10nm 이하 미세석출물의 비율이 89.8%이다. 이는 직경 5nm 이하 미세석출물의 비율 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 P의 활성화 수소량은 상대적으로 높은 0.514wppm으로 측정되어 수소지연파괴 특성이 상대적으로 저하되었음을 확인할 수 있다.
시편 Q의 경우, 직경 5nm 이하 미세석출물의 비율이 59.9%이다. 이는 직경 5nm 이하 미세석출물의 비율 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 Q의 활성화 수소량은 상대적으로 높은 0.502wppm으로 측정되어 수소지연파괴 특성이 상대적으로 저하되었음을 확인할 수 있다.
시편 R의 경우, 직경 5nm 이하 미세석출물의 비율이 59.7%이다. 이는 직경 5nm 이하 미세석출물의 비율 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 R의 활성화 수소량은 상대적으로 높은 0.504wppm으로 측정되어 수소지연파괴 특성이 상대적으로 저하되었음을 확인할 수 있다.
시편 S의 경우, 전체 미세석출물 평균 거리가 0.14㎛이다. 이는 전체 미세석출물 평균 거리 조건의 하한에 미달한다. 이에 따라 시편 S의 굽힘성은 상대적으로 낮은 38도에 불과함을 확인할 수 있다.
시편 T의 경우, 전체 미세석출물 평균 거리가 0.41㎛이다. 이는 전체 미세석출물 평균 거리 조건의 상한을 초과한다. 이에 따라 시편 T의 인장강도는 상대적으로 낮은 1,678MPa에 불과함을 확인할 수 있다.
결과적으로, 전술한 본 발명의 함량 조건 및 공정 조건을 적용한 핫스탬핑용 소재 제조방법으로 제조한 핫스탬핑용 소재(1)는 핫스탬핑을 거친 후 전술한 미세석출물(20)들의 석출 거동 조건을 만족하며, 이와 같은 미세석출물(20)들의 석출 거동 조건을 만족하는 핫스탬핑 제품은 인장강도, 굽힘성 및 수소지연파괴 특성이 향상되었음을 확인하였다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것 이다.

Claims (14)

  1. 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판; 및
    상기 강판 내에 분포된 미세석출물들;을 포함하고,
    상기 미세석출물들은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는, 핫스탬핑용 소재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 미세석출물들은 단위면적(㎛2)당 2,500개 이상 3,000개 이하로 형성되는, 핫스탬핑용 소재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 미세석출물들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성되는, 핫스탬핑용 소재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 미세석출물들 중 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들의 개수는 단위면적(㎛2)당 2,300개 이상 2,900개 이하인, 핫스탬핑용 소재.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 미세석출물들의 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성되는, 핫스탬핑용 소재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 미세석출물들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하인, 핫스탬핑용 소재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 0.1중량% 이하의 첨가제를 더 포함하고,
    상기 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함하는, 핫스탬핑용 소재.
  8. 슬래브를 1,180°C~1,280°C의 슬래브 재가열 온도 범위에서 재가열하는 단계;
    재가열된 슬래브를 830°C~930°C의 마무리 압연 온도 범위에서 열간압연하여 강판을 제조하는 단계; 및
    상기 강판을 700°C~780°C의 권취 온도 범위에서 권취하며 상기 강판 내에 미세석출물들을 형성하는 단계;를 포함하고,
    상기 미세석출물들은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 미세석출물들은 단위면적(㎛2)당 2,500개 이상 3,000개 이하로 형성되는, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 미세석출물들의 90% 이상이 0.01㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성되는, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 미세석출물들 중 0.01㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들의 개수는 단위면적(㎛2)당 2,300개 이상 2,900개 이하인, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 미세석출물들의 60% 이상이 0.005㎛ 이하의 직경을 가지도록 형성되는, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 미세석출물들 간의 평균 거리는 0.15㎛ 이상 0.4㎛ 이하인, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
  14. 제8항에 있어서,
    상기 슬래브는, 탄소(C): 0.28~0.50중량%, 실리콘(Si): 0.15~0.70중량%, 망간(Mn): 0.5~2.0중량%, 인(P): 0.05중량% 이하, 황(S): 0.01중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.5중량%, 붕소(B): 0.001~0.005중량%, 첨가제: 0.1중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함하는, 핫스탬핑용 소재 제조방법.
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230166657A (ko) * 2022-05-31 2023-12-07 현대제철 주식회사 핫스탬핑 부품

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101848157B1 (ko) * 2016-09-27 2018-04-12 현대제철 주식회사 수소취성 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법
KR20180133508A (ko) * 2016-05-25 2018-12-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR101938073B1 (ko) * 2017-06-27 2019-01-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 강 및 그 제조방법
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR20200036248A (ko) * 2018-09-28 2020-04-07 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4167587B2 (ja) * 2003-02-28 2008-10-15 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP4008391B2 (ja) 2003-07-11 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製造方法
KR20110075319A (ko) 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 선재 및 그 제조방법
WO2012053637A1 (ja) 2010-10-22 2012-04-26 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
EP2684972B1 (en) 2011-03-09 2017-09-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheets for hot stamping, method for manufacturing the same, and use for manufacturing high-strength hot-stamped parts
KR20170076009A (ko) 2015-12-24 2017-07-04 현대제철 주식회사 핫스탬핑 강재 및 그 제조방법
WO2018096387A1 (en) 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Hot-rolled and coated steel sheet for hot-stamping, hot-stamped coated steel part and methods for manufacturing the same
TW201829806A (zh) 2016-11-28 2018-08-16 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 韌性增加的加壓硬化鋼及製造方法
KR102021200B1 (ko) * 2017-06-27 2019-09-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
KR102460598B1 (ko) 2018-03-29 2022-10-31 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
KR102144194B1 (ko) 2018-11-26 2020-08-12 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품의 제조방법
US20220025498A1 (en) 2018-11-30 2022-01-27 Nippon Steel Corporation Aluminum-plated steel sheet, hot-stamped member, and method for manufacturing hot-stamped member
WO2022050501A1 (ko) * 2020-09-01 2022-03-10 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180133508A (ko) * 2016-05-25 2018-12-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR101848157B1 (ko) * 2016-09-27 2018-04-12 현대제철 주식회사 수소취성 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법
KR101938073B1 (ko) * 2017-06-27 2019-01-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 강 및 그 제조방법
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR20200036248A (ko) * 2018-09-28 2020-04-07 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법

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