WO2022255587A1 - 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022255587A1
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hot stamping
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유병길
김제우수
도형협
한성경
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현대제철 주식회사
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    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets

Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a steel sheet for hot stamping and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a steel sheet for hot stamping in which molded parts after hot stamping have excellent mechanical properties of high strength and high toughness, and a method for manufacturing the same.
  • High-strength steel is applied to automobile parts for weight reduction and stability.
  • high-strength steel can secure high-strength characteristics in comparison to its weight, but as its strength increases, its press formability deteriorates, resulting in material breakage or spring back during processing, making it difficult to form products with complex and precise shapes. There are difficulties.
  • the hot stamping method is a forming technique for manufacturing high-strength parts by heating a steel sheet for hot stamping to a high temperature and then rapidly cooling it while molding in a press mold. .
  • Korean Patent Publication No. 10-2019-0095858 a representative example of a steel sheet for hot stamping containing carbon (C) and manganese (Mn), boron (B), etc. as an element for improving heat treatment performance So-called boron steel (22MnB5) is used.
  • Embodiments of the present invention are intended to solve various problems including the above problems, and to provide a steel sheet for hot stamping in which a molded part after hot stamping has excellent mechanical properties of high strength and high toughness, and a manufacturing method thereof.
  • these tasks are illustrative, and the scope of the present invention is not limited thereby.
  • the average length of the first regions may be 0.01 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the first regions may be 0.01 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less.
  • the linear density of the first regions in the short side direction may be 0.001/ ⁇ m or more and 0.1/ ⁇ m or less.
  • the area fraction of the first regions may be 0.01% or more and 15% or less.
  • the microstructure further includes second regions in which pearlite containing carbon (C) in excess of 0.55wt% or pearlite containing manganese (Mn) in excess of 6.0wt% is locally accumulated And, the area fraction of the second regions may be 5% or less.
  • the molded part after hot stamping can have a tensile strength of 1,350 MPa or more and satisfy a bending angle of 61 to 80 degrees.
  • the microstructure of the rolled steel sheet includes ferrite: 60-99% and pearlite: 1-30% in area fraction, carbon (C): 0.19-0.55wt% and manganese (Mn): 0.8-6.0wt%
  • ferrite 60-99% and pearlite: 1-30% in area fraction
  • carbon (C) 0.19-0.55wt%
  • manganese (Mn) 0.8-6.0wt%
  • the winding step may be a step of winding the cooled steel sheet.
  • the average length of the first regions may be 0.01 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the first regions may be 0.01 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less.
  • the linear density of the first regions in the short side direction may be 0.001/ ⁇ m or more and 0.1/ ⁇ m or less.
  • the area fraction of the first regions may be 0.01% or more and 15% or less.
  • the microstructure further includes second regions in which pearlite containing carbon (C) in excess of 0.55wt% or pearlite containing manganese (Mn) in excess of 6.0wt% is locally accumulated And, the area fraction of the second regions may be 5% or less.
  • the molded part after hot stamping of the steel sheet may have a tensile strength of 1,350 MPa or more and satisfy a bending angle of 61 to 80 degrees.
  • a steel sheet for hot stamping and a method for manufacturing the same in which a molded part after hot stamping has excellent mechanical properties of high strength and high toughness.
  • the molded parts after hot stamping have excellent mechanical properties such as tensile strength and bending properties.
  • a steel plate for stamping and a manufacturing method thereof may be implemented. According to one embodiment of the present invention, of course, the scope of the present invention is not limited by these effects.
  • 1 is an image showing a part of the microstructure of a conventional steel sheet for hot stamping.
  • FIG. 2 is an image showing a part of the microstructure of a steel sheet for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a flowchart schematically illustrating a part of a method for manufacturing a steel sheet for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is an image schematically showing a part of the microstructure of a molded part after hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is an image schematically showing some of the crystal grains of the microstructure of the molded part after hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • a and/or B represents the case of A, B, or A and B.
  • at least one of A and B represents the case of A, B, or A and B.
  • FIG. 1 is an image showing a part of the microstructure of a conventional steel sheet for hot stamping. Specifically, FIG. 1 is an image showing a 22MnB5 component steel sheet conventionally used as a steel sheet for hot stamping.
  • the microstructure of the 22MnB5 component steel sheet may include ferrite and pearlite. Meanwhile, carbon (C) and/or manganese (Mn) may be segregated in pearlite. That is, the microstructure of the steel sheet for hot stamping may include pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content. In addition, pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content may be locally integrated in the steel sheet for hot stamping.
  • the microstructure of the steel sheet for hot stamping may include a region in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated (hereinafter referred to as a "pearlite region"). have.
  • the pearlite region may be formed in a band shape (or band shape) in a steel sheet for hot stamping.
  • the strength in the pearlite region of the steel sheet for hot stamping and the strength in the region other than the pearlite region are different from each other.
  • the pearlite region may have a relatively high intensity
  • the region other than the pearlite region may have a relatively low intensity. That is, the intensity of the pearlite region may be relatively higher than that of regions other than the pearlite region.
  • the steel sheet for hot stamping has a difference in strength for each region. This difference in strength for each region may act as a factor in deteriorating mechanical properties such as tensile strength, yield strength, bending property, and elongation of a molded part after hot stamping. Therefore, it is necessary to control the size, density, area fraction, and the like of the pearlite region included in the steel sheet for hot stamping.
  • the steel sheet for hot stamping includes The size, density and area fraction of the pearlite domain can be controlled. Through this, it is possible to implement a steel sheet for hot stamping capable of satisfying the mechanical properties required for molded parts after hot stamping.
  • FIG. 2 is an image showing a part of the microstructure of a steel sheet for hot stamping according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is for hot stamping manufactured by controlling the content of materials constituting the steel sheet for hot stamping, the configuration of the microstructure of the steel sheet for hot stamping, and the process conditions for manufacturing the steel sheet for hot stamping to satisfy preset conditions. It is an image representing a steel plate.
  • FIG. 2 it can be seen that the area in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated is significantly reduced compared to the steel sheet of FIG. 1 . Specifically, it can be confirmed that the strip-shaped (or band-shaped) area included in the steel sheet of FIG. 1 is significantly reduced in the steel sheet of FIG. 2 .
  • This can be understood as the result of controlling the content of materials constituting the steel sheet for hot stamping, the composition of the microstructure of the steel sheet for hot stamping, and the process conditions for manufacturing the steel sheet for hot stamping to satisfy preset conditions. Description will be given later.
  • the steel sheet for hot stamping 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 amount of a predetermined alloy element.
  • Steel sheets for hot stamping include carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), aluminum (Al), chromium (Cr), boron (B), titanium (Ti), It may contain molybdenum (Mo), niobium (Nb), nickel (Ni) and the rest iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the steel sheet for hot stamping is carbon (C): 0.17 ⁇ 0.25wt%, silicon (Si): 0.3 ⁇ 1.0wt%, manganese (Mn): 0.6 ⁇ 1.0wt%, phosphorus (P): 0.02wt % or less, Sulfur (S): 0.01wt% or less, Aluminum (Al): 0.1 to 1.0wt%, Boron (B): 0.001 to 0.005wt%, Titanium (Ti): 0.01 to 0.1wt%, Niobium (Nb) : 0.02 ⁇ 0.06wt%, the sum of one or more of chromium (Cr), nickel (Ni), and molybdenum (Mo): 0.3 ⁇ 1.0wt% and may include the rest of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the content of chromium (Cr) included in the steel sheet for hot stamping may satisfy 0.1 to 0.6 wt%.
  • the content of nickel (Ni) included in the steel sheet for hot stamping may satisfy 0.001 to 0.3 wt%.
  • the content of molybdenum (Mo) included in the steel sheet for hot stamping may satisfy 0.1 to 0.4 wt%.
  • the content of each of carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P) and sulfur (S) included in the steel sheet for hot stamping is [C], [ When represented by [Si], [Mn], [P] and [S], Equation 1 below may be satisfied.
  • the cross-tension strength (CTS) of the welding portion may satisfy 10 kN/spot or more.
  • Carbon (C) acts as an austenite stabilizing element in steel sheet. Carbon is a major element that determines the strength and hardness of steel sheets, and is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment. Such carbon may be included in an amount of 0.17wt% to 0.25wt% based on the total weight of the steel sheet. When the carbon content is less than 0.17wt%, it is difficult to secure a hard phase (eg, martensite, etc.) and thus it is difficult to satisfy the mechanical strength of a molded part after hot stamping. Conversely, if the carbon content exceeds 0.25 wt%, it may cause deterioration in workability of the steel sheet or deterioration in bending performance of a molded part after hot stamping.
  • a hard phase eg, martensite, etc.
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the steel sheet. Silicon, as a solid-solution strengthening element, improves the strength of the steel sheet and improves the carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides. In addition, silicon is a key element for hot rolling, cold rolling, hot press structure homogenization, and fine dispersion of ferrite. Silicon acts as a martensitic strength heterogeneity control element and serves to improve impact performance. Silicon may be included in an amount of 0.3wt% to 1.0wt% based on the total weight of the steel sheet.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element in steel sheet. Manganese is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment. Manganese may be included in an amount of 0.6wt% to 1.0wt% based on the total weight of the steel sheet. When the content of manganese is less than 0.6 wt%, the hardenability effect is not sufficient, and the hard phase fraction in the molded part after hot stamping may be insufficient due to insufficient hardenability.
  • Phosphorus (P) is an element that contributes to strength improvement. Phosphorus may be included in an amount greater than 0 and 0.02 wt% or less based on the total weight of the steel sheet in order to prevent deterioration in toughness of the steel sheet. When the content of phosphorus exceeds 0.02 wt%, iron phosphide compounds are formed, resulting in deterioration in toughness and weldability, and may cause cracks in the steel sheet during the manufacturing process.
  • S is an element that contributes to improving workability.
  • Such sulfur may be included in an amount greater than 0 and 0.01 wt% or less based on the total weight of the steel sheet.
  • sulfur content exceeds 0.01 wt%, hot workability, weldability and impact properties are deteriorated, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • Aluminum (Al) acts as a ferrite stabilizing element in steel sheet.
  • Aluminum as a solid-solution strengthening element, improves the strength of a steel sheet and improves the carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides.
  • Aluminum acts as a martensitic strength heterogeneity control element and serves to improve impact performance.
  • Aluminum may be included in an amount of 0.1 wt% to 1.0 wt% based on the total weight of the steel sheet. When the content of aluminum is less than 0.1 wt%, it is difficult to obtain the above-described effect, and cementite formation and coarsening may occur in the martensitic structure of the molded part after hot stamping. On the contrary, when the content of aluminum exceeds 1.0 wt%, the load of hot rolling and cold rolling may increase, and plating characteristics of the steel sheet may be deteriorated.
  • the sum of each content of silicon (Si) and aluminum (Al) included in the steel sheet for hot stamping may be controlled to satisfy a preset range in order to improve plating properties.
  • the sum of the respective contents of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in the steel sheet for hot stamping may satisfy 0.4 to 1.5 wt%.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving hardenability and strength during heat treatment. Chromium enables crystal grain refinement and strength through precipitation hardening. Chromium may be included in an amount of 0.1 wt% to 0.6 wt% based on the total weight of the steel sheet. When the chromium content is less than 0.1wt%, the precipitation hardening effect is low. Conversely, when the chromium content exceeds 0.6wt%, the amount of Cr-based precipitates and matrix solids increases, resulting in lowered toughness and increased production cost. can increase
  • Boron (B) is added for the purpose of securing hardenability and strength during heat treatment by suppressing ferrite, pearlite and bainite transformation to secure martensite structure.
  • boron segregates at grain boundaries to lower grain boundary energy to increase hardenability, and has an effect of grain refinement by increasing austenite grain growth temperature.
  • Boron may be included in an amount of 0.001 wt% to 0.005 wt% based on the total weight of the steel sheet. When boron is included in the above range, it is possible to prevent grain boundary brittleness in the hard phase and to secure high toughness and bendability.
  • the hardenability effect is insufficient, and on the contrary, when the boron content exceeds 0.005wt%, the solid solubility is low and the hardenability is deteriorated due to easy precipitation at the grain boundary depending on the heat treatment conditions. It can cause high-temperature embrittlement, and toughness and bendability can be reduced due to grain boundary brittleness in hard phase.
  • Titanium (Ti) can effectively contribute to crystal grain refinement by forming precipitates at high temperatures. Titanium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.1wt%, preferably 0.02wt% to 0.06wt%, based on the total weight of the steel sheet.
  • titanium When titanium is included in the above content range, it is possible to prevent poor performance and coarsening of precipitates, easily secure physical properties of the steel, and prevent defects such as cracks on the surface of the steel.
  • the content of titanium is less than the lower limit, the effect cannot be properly exerted.
  • the content of titanium exceeds the upper limit, the precipitate is coarsened and elongation and bendability may decrease.
  • Molybdenum (Mo) is a substitutional element and improves the strength of steel through a solid solution strengthening effect. Molybdenum is added for the purpose of suppressing coarsening of precipitates and improving hardenability. In addition, molybdenum (Mo) may serve to improve the hardenability of steel. Molybdenum may be included in an amount of 0.1 wt% to 0.4 wt% based on the total weight of the steel sheet. When the content of molybdenum is less than 0.1wt%, the above effect cannot be properly exerted. On the other hand, if the content of molybdenum exceeds 0.4wt%, there is a risk of reducing rolling productivity and elongation, and there is a problem of only increasing manufacturing cost without additional effects.
  • Niobium may increase strength and toughness as the martensite packet size decreases.
  • Niobium may be included in an amount of 0.02wt% to 0.06wt% based on the total weight of the steel sheet.
  • the crystal grain refinement effect of the steel sheet 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 generation of coarse precipitates in steelmaking can be minimized.
  • the content of niobium is less than 0.02wt%, the above effect cannot be properly exerted.
  • Nickel (Ni) is an element effective for improving toughness while improving hardenability. Such nickel may be included in an amount of 0.001wt% to 0.3wt% based on the total weight of the steel sheet. When the content of nickel is less than 0.001 wt%, the effect of the addition is insignificant. On the other hand, when the content of nickel exceeds 0.3wt%, there is a problem of reducing the workability of the steel sheet and increasing the manufacturing cost.
  • the microstructure of the steel sheet for hot stamping may include ferrite and pearlite.
  • the steel sheet for hot stamping may include ferrite: 60 to 99% and pearlite: 1 to 30% in area fraction.
  • the steel sheet for hot stamping may include other unavoidable structures.
  • a steel sheet for hot stamping may contain 0% or more and less than 5% of other unavoidable structures.
  • the average grain size of ferrite included in the steel sheet for hot stamping may be controlled to satisfy 2 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • the microstructure of the steel sheet for hot stamping may include pearlite having a relatively high carbon and/or manganese content.
  • pearlite having a relatively high carbon content and/or manganese content may be locally accumulated in the steel sheet to form a pearlite region.
  • the "perlite region” means a region in which pearlite having a relatively high carbon content and/or manganese content is locally accumulated.
  • the steel sheet for hot stamping includes carbon and manganese in an amount optimized as described above, but the size, density, and area fraction of the pearlite region of the steel sheet for hot stamping satisfy preset conditions. can be controlled Through this, it is possible to control mechanical properties such as tensile strength, yield strength, bending properties, and elongation of molded parts after hot stamping.
  • the tensile strength of the molded part after hot stamping may satisfy 1,350 MPa or more, preferably 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less.
  • the yield strength of the molded part after hot stamping may satisfy 950 MPa or more, preferably 950 MPa or more and 1,200 MPa or less.
  • the molded part after hot stamping may satisfy a bending angle of 61 to 80 degrees and have an elongation of 6% or more.
  • "bending angle” may mean a V-bending angle in a rolling direction (RD).
  • the tensile strength of the molded part after hot stamping may be controlled to satisfy a preset range based on the correlation with the carbon (C) content. Specifically, when the tensile strength of the molded part after hot stamping is expressed as X1 (unit: MPa) and the carbon content is expressed as [C] in weight%, the tensile strength (X1) of the molded part after hot stamping is obtained by the following equation It can be controlled to satisfy Equation 2A.
  • the bending angle of the molded part after hot stamping may be controlled to satisfy a predetermined range based on the correlation with the carbon (C) content. Specifically, when the bending angle of the molded part after hot stamping is expressed as X2 (unit: °, and the carbon content is expressed as [C] in weight%, the bending angle (X2) of the molded part after hot stamping is expressed by the following formula It can be controlled to satisfy 2B.
  • the bending angle of the molded part after hot stamping may be controlled to satisfy a predetermined range based on a correlation with the content of manganese (Mn). Specifically, when the bending angle of the molded part after hot stamping is expressed as X2 (unit: °) and the content of manganese is expressed as [Mn] in weight%, the bending angle (X2) of the molded part after hot stamping is expressed by the following formula It can be controlled to satisfy 2C.
  • the configuration of the microstructure of the steel sheet for hot stamping that is, the condition of the size, density and area fraction of the pearlite region can be controlled by adjusting the processing conditions of the steel sheet for hot stamping. A detailed description thereof will be described later with reference to FIG. 3 .
  • the degree of influence of the pearlite region on the mechanical properties of the molded part after hot stamping may vary according to the carbon (C) content and the manganese (Mn) content of the pearlite integrated in the pearlite region.
  • C carbon
  • Mn manganese
  • what affects the mechanical properties of a molded part after hot stamping is a locally concentrated region of pearlite containing 0.19 wt% or more of carbon and 0.8 wt% or more of manganese.
  • the locally concentrated region of pearlite having a carbon content of less than 0.19wt% or a manganese content of less than 0.8wt% has little effect on the mechanical properties of the molded part after hot stamping.
  • the size, density, and area fraction of a region in which pearlite containing 0.19 wt% or more of carbon and 0.8 wt% or more of manganese are locally concentrated are controlled to satisfy preset conditions. do.
  • a steel sheet for hot stamping according to an embodiment of the present invention is a product in which pearlite containing 0.19 to 0.55 wt% of carbon (C) and/or pearlite containing 0.8 to 6.0 wt% of manganese (Mn) are locally accumulated. 1 area may be included. The size, density, and area fraction of these first regions may be controlled to satisfy preset conditions.
  • the average length of the first regions may be controlled to satisfy 0.01 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less. Also, when the short side of the first regions is defined as the thickness of the first regions, the average thickness of the first regions may be controlled to satisfy 0.01 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less.
  • the linear density of the first regions in the short side direction may be controlled to satisfy 0.001/ ⁇ m or more and 0.1/ ⁇ m or less.
  • the area fraction of the first regions may be controlled to satisfy 0.01% or more and 15% or less.
  • the steel sheet for hot stamping may further include second regions in which pearlite containing carbon (C) in excess of 0.55 wt% and/or pearlite containing manganese (Mn) in excess of 6.0 wt% are locally accumulated.
  • These second regions can reduce the tensile strength and bending properties of the molded part after hot stamping, and thus can be controlled to a predetermined area fraction or less.
  • the area fraction of the second regions may be controlled to satisfy 0% or more and 5% or less.
  • the pearlite included in the steel sheet for hot stamping may include first regions of 0.01% or more and 15% or less and second regions of 0% or more and 5% or less in area fraction.
  • the first regions are regions in which pearlite containing 0.19 to 0.55 wt% of carbon (C) and/or pearlite containing 0.8 to 6.0 wt% of manganese (Mn) are locally accumulated.
  • the second regions are regions in which pearlite containing carbon (C) in excess of 0.55 wt% and/or pearlite containing manganese (Mn) in excess of 6.0 wt% are locally accumulated.
  • the area excluding the first areas and the second area is understood as pearlite containing less than 0.19wt% of carbon (C) and less than 0.8wt% of manganese (Mn). It can be.
  • FIG. 3 is a flowchart schematically illustrating a part of a method for manufacturing a steel sheet 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/coiling 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 of steps S100 to S600 may be omitted if necessary.
  • a semi-finished slab to be subjected to a process of forming a steel sheet for hot stamping is prepared.
  • the slab contains carbon (C): 0.17 to 0.25 wt%, silicon (Si): 0.3 to 1.0 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.0 wt%, phosphorus (P): 0.02 wt% or less, sulfur (S) : 0.01wt% or less, aluminum (Al): 0.1 ⁇ 1.0wt%, boron (B): 0.001 ⁇ 0.005wt%, titanium (Ti): 0.01 ⁇ 0.1wt%, niobium (Nb): 0.02 ⁇ 0.06wt%,
  • Cr chromium
  • Ni nickel
  • Mo molybdenum
  • the content of chromium (Cr) included in the slab may satisfy 0.1 to 0.6 wt%.
  • the content of nickel (Ni) included in the slab may satisfy 0.001 to 0.3 wt%.
  • the content of molybdenum (Mo) included in the slab may satisfy 0.1 to 0.4 wt%.
  • the reheating step (S100) is a step of reheating the slab having the above composition in a predetermined slab reheating temperature (SRT) range for hot rolling.
  • SRT slab reheating temperature
  • the slab reheating temperature (SRT) can be controlled within a preset temperature range to maximize austenite refinement and precipitation hardening effects.
  • the slab reheat temperature (SRT) may be controlled between 1,200 °C and 1,250 °C.
  • SRT slab reheating temperature
  • the slab reheating temperature (SRT) is less than 1,200 ° C, there is a problem in that it is difficult to significantly see the homogenization effect of the alloying elements because the segregated components (eg, Ti, Nb, Mo, etc.) are not sufficiently re-dissolved during casting.
  • the higher the slab reheating temperature (SRT) the higher the homogenization, but when it exceeds 1,250 °C, the grain size of austenite increases, making it difficult to secure strength and the excessive heating process can only increase the cost of manufacturing steel sheets. have.
  • the hot rolling step (S200) is a step of manufacturing a steel sheet by hot rolling the slab reheated in the reheating step (S100) in a predetermined finishing delivery temperature (FDT) range.
  • the finish rolling temperature (FDT) range may be controlled from 860 °C to 950 °C. If the finish rolling temperature (FDT) is less than 860°C, it is difficult to secure the workability of the steel sheet due to the occurrence of a mixed structure due to abnormal rolling, and there is a problem of deterioration in workability due to the non-uniformity of the microstructure, as well as hot rolling due to rapid phase change. During rolling, a problem of sheet passability may occur. Conversely, when the finish rolling temperature (FDT) exceeds 950°C, austenite grains become coarse, making it difficult to secure strength.
  • the reduction ratio during hot rolling may be controlled to satisfy 95% or more.
  • the size, density, and area fraction of a region (perlite region) in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated can be controlled to satisfy the above-mentioned conditions. .
  • the fine precipitates may be precipitated at grain boundaries with unstable energy.
  • the fine precipitates precipitated at the grain boundary act as an element that hinders the grain growth of austenite, thereby providing an effect of improving strength through austenite refinement.
  • the cooling/coiling step (S300) may include cooling the steel sheet hot-rolled in the hot rolling step (S200) and winding the cooled steel sheet.
  • the cooling of the hot-rolled steel sheet may be a step of ROT (Run out Table) cooling of the hot-rolled steel sheet to a predetermined cooling end temperature range for a preset cooling time.
  • the cooling end temperature range is from martensite transformation start temperature (Ms) to pearlite transformation start temperature (Ps) + 40 ° C, and the preset time may be 30 seconds or less.
  • the cooling end temperature range and cooling time in the step of cooling the hot-rolled steel sheet depend on the area (perlite area) in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated. It affects size, density and area fraction. Specifically, when the cooling end temperature range and the cooling time are satisfied, the size, density and area fraction of the pearlite region can be controlled to satisfy the above conditions, and a uniform hot-rolled ferrite matrix can be formed have.
  • the winding of the cooled steel sheet may be a step of winding the cooled steel sheet in a predetermined coiling temperature (CT) range.
  • CT coiling temperature
  • the winding temperature (CT) may be controlled to 550 °C to 680 °C.
  • the coiling temperature (CT) affects the size, density, and area fraction of a region (perlite region) in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated.
  • C carbon
  • Mn manganese
  • the steel sheet wound in the cooling/coiling step (S300) is uncoiled, pickled, and then cold rolled. At this time, pickling is performed for the purpose of removing the scale of the rolled steel sheet, that is, the hot-rolled coil manufactured through the hot-rolling process.
  • the reduction ratio during cold rolling may be controlled to 30% to 70%.
  • the size, density, and area fraction of a region (perlite region) in which pearlite having a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated can be controlled to satisfy the above-mentioned conditions.
  • the reduction ratio is less than 30%, the distance between the pearlites may be narrowed and the area in which the pearlites are locally concentrated may increase, thereby deteriorating strength and bending properties.
  • Annealing heat treatment step (S500) is a step of annealing heat treatment at a temperature of 700 ° C or more in the cold-rolled steel sheet in the cold rolling step (S400).
  • the annealing heat treatment step (S500) may be a step of annealing heat treatment on the cold-rolled steel sheet at a temperature range of 760 °C to 850 °C.
  • the annealing heat treatment may include heating the cold-rolled sheet material and cooling the heated cold-rolled sheet material at a predetermined cooling rate.
  • the plating step (S600) is a step of forming a plating layer on the annealed and heat-treated steel sheet.
  • the plating step (S600) may include forming an Al-Si plating layer on the steel sheet subjected to the annealing heat treatment in the annealing heat treatment step (S500).
  • the plating step (S600) involves immersing the steel sheet in a plating bath having a temperature of 610°C to 710°C to form a hot-dip plating layer on the surface of the steel sheet and cooling the steel sheet on which the hot-dip plating layer is formed to form a plating layer.
  • a cooling step may be included.
  • the plating bath may include Si, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, and/or Bi as additive elements, but is not limited thereto.
  • the plating bath may contain 5-12% Si, 1-4% Fe and other Al.
  • the coating weight of the front and rear surfaces may be controlled to satisfy 30 to 200 g/m 2 .
  • the molded part after hot stamping that satisfies the required mechanical properties (eg, tensile strength, yield strength, bending properties, elongation, etc.) can be manufactured.
  • the required mechanical properties eg, tensile strength, yield strength, bending properties, elongation, etc.
  • the hot stamping process may include heating a blank manufactured using a steel sheet for hot stamping, forming a molded body by hot stamping the blank, and forming a hot stamped part by cooling the molded body.
  • the heating of the blank may include heating the blank to a temperature of Ac3 or higher.
  • the step of cooling the molded body to form a hot-stamped part may include cooling the molded body to 300°C or less at an average cooling rate of 25°C/s or more.
  • process conditions such as a temperature range and a cooling rate applied to the hot stamping process are not limited to the above examples and may be variously modified.
  • a steel sheet for hot stamping manufactured to satisfy the above-described content conditions and process conditions may satisfy the above-described conditions for the configuration of the microstructure (eg, size, density, area fraction, etc. of pearlite region).
  • the tensile strength of the molded part after hot stamping may satisfy 1,350 MPa or more, preferably 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less.
  • the yield strength of the molded part after hot stamping may satisfy 950 MPa or more, preferably 950 MPa or more and 1,200 MPa or less.
  • the molded part after hot stamping satisfies the bending angle of 61 ⁇ 80 ⁇ , can have an elongation of 6% or more, has a welding strength of 10 ⁇ 15kN/spot and a carbon equivalent (Ceq) of 0.3 or less.
  • FIG. 4 is an image schematically showing a part of the microstructure of a molded part after hot stamping according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 5 is a crystal grain of a microstructure of a molded part after hot stamping according to an embodiment of the present invention. It is an image schematically representing a part of Specifically, FIGS. 4 and 5 are images showing a part of a molded part after performing a hot stamping process on a steel sheet for hot stamping manufactured to satisfy the above-described content conditions and process conditions.
  • Formed parts after hot stamping may contain martensite, bainite, ferrite and/or austenite.
  • the ratio of the microstructure and the average grain size of the microstructure of the molded part after hot stamping can be controlled to satisfy preset conditions. Through this, it is possible to control mechanical properties such as tensile strength, yield strength, bending properties, and elongation of molded parts after hot stamping.
  • the tensile strength of the molded part after hot stamping may satisfy 1,350 MPa or more, preferably 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less.
  • the yield strength of the molded part after hot stamping may satisfy 950 MPa or more, preferably 950 MPa or more and 1,200 MPa or less.
  • the molded part after hot stamping may satisfy a bending angle of 61 to 80 degrees and have an elongation of 6% or more.
  • the microstructure of the molded part after hot stamping may include 70% or more of martensite, 30% or less of bainite and ferrite, and 5% or less of remaining carbides and retained austenite.
  • the microstructure included in the molded part after hot stamping may be refined. Specifically, the average crystal grain size of the microstructure included in the molded part after hot stamping may be controlled to satisfy 2 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • Table 1 shows the composition of the slab used for manufacturing the steel sheet for hot stamping
  • Table 2 shows the specimens corresponding to the steel sheet for hot stamping prepared by performing the steps S100 to S600 for the slab having the same composition as in Table 1.
  • the measured values are values measured based on a unit area of 160 mm 2 or more according to the ASTM standard.
  • first region means a region in which pearlite containing 0.19 to 0.55 wt% of carbon (C) and 0.8 to 6.0 wt% of manganese (Mn) is locally accumulated
  • second region is 0.55 It refers to a region in which pearlite containing carbon (C) in excess of wt% or pearlite containing manganese (Mn) in excess of 6.0 wt% is locally accumulated.
  • the "average length of the first region” means the average length of the long sides of the first regions
  • the "average thickness of the first region” means the average length of the short sides of the first regions
  • the "linear density of the first region” Means the linear density of the short side direction of the first regions.
  • the bending angle is a V-bending angle measured according to the standards of the German Automobile Industry Association (VDA: Verband Der Automobilindustrie), and means a value in a rolling direction (RD).
  • VDA German Automobile Industry Association
  • RD rolling direction
  • specimens A to I are examples, and specimens J to N correspond to comparative examples.
  • Examples and Comparative Examples are specimens manufactured by applying the same content conditions (see Table 1) and the above process conditions, but differentially applying only the winding temperature (CT) as a variable.
  • specimens A to I which are examples, are specimens to which a winding temperature (CT) of 550 to 680 ° C is applied
  • specimens J to N which are comparative examples, have a winding temperature (CT) of less than 550 ° C or a winding temperature of more than 680 ° C.
  • specimens A to I satisfy the average length of the first region of 0.01 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less, the average thickness of the first regions satisfies the range of 0.01 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less, and the linear density of the first regions It can be seen that satisfies 0.001/ ⁇ m or more and 0.1/ ⁇ m or less, the area fraction of the first regions satisfies 0.01% or more and 15% or less, and the area fraction of the second regions satisfies 5% or less. As a result, it can be seen that specimens A to I satisfy the tensile strength of 1,350 MPa or more and the bending angle of the molded part after hot stamping is 61 to 80 degrees. It can be understood that by applying a coiling temperature (CT) of 550 to 680 ° C, the size, density, and area fraction of the pearlite region are controlled within a preset range.
  • CT coiling temperature
  • specimens J to N are specimens that do not satisfy at least some of the configuration conditions of the microstructure of the steel sheet for hot stamping, and it can be seen that the bending angle of the molded part after hot stamping is lower than that of specimens A to I. . It can be understood that by applying a coiling temperature (CT) of less than 550 ° C or a coiling temperature (CT) of more than 680 ° C, the size, density and area fraction of the pearlite region cannot be controlled within the preset range.
  • CT coiling temperature
  • CT coiling temperature
  • the average length of the first regions is 318.19 ⁇ m exceeding 300 ⁇ m
  • the average thickness of the first regions is 5.22 ⁇ m exceeding 5 ⁇ m
  • the linear density of the first regions is 0.109 exceeding 0.1/ ⁇ m.
  • the area fraction of the first regions is 15.13% exceeding 15%
  • the area fraction of the second regions is 5.3% exceeding 5%. Accordingly, it can be confirmed that the bending angle of specimen J is only 49 ⁇ .
  • the average length of the first regions is 372.02 ⁇ m exceeding 300 ⁇ m
  • the average thickness of the first regions is 5.45 ⁇ m exceeding 5 ⁇ m
  • the linear density of the first regions is 0.1/ ⁇ m. 0.134/ ⁇ m
  • the area fraction of the first regions is 16.99%, exceeding 15%
  • the area fraction of the second regions is 5.8%, exceeding 5%. Accordingly, it can be confirmed that the bending angle of specimen K is only 47 ⁇ .
  • the average length of the first regions is 435.44 ⁇ m exceeding 300 ⁇ m
  • the average thickness of the first regions is 6.77 ⁇ m exceeding 5 ⁇ m
  • the linear density of the first regions is 0.245 exceeding 0.1/ ⁇ m.
  • the area fraction of the first regions is 18.86% exceeding 15%
  • the area fraction of the second regions is 6.98% exceeding 5%. Accordingly, it can be confirmed that the bending angle of specimen L is only 45 ⁇ .
  • the average length of the first regions is 558.03 ⁇ m exceeding 300 ⁇ m
  • the average thickness of the first regions is 7.33 ⁇ m exceeding 5 ⁇ m
  • the linear density of the first regions is 0.265 exceeding 0.1/ ⁇ m.
  • the area fraction of the first regions is 20.11% exceeding 15%
  • the area fraction of the second regions is 7.86% exceeding 5%. Accordingly, it can be confirmed that the bending angle of specimen M is only 44 ⁇ .
  • the average length of the first regions is 605.01 ⁇ m exceeding 300 ⁇ m
  • the average thickness of the first regions is 7.43 ⁇ m exceeding 5 ⁇ m
  • the linear density of the first regions is 0.277 exceeding 0.1/ ⁇ m.
  • the area fraction of the first regions is 23.45% exceeding 15%
  • the area fraction of the second regions is 9.26% exceeding 5%. Accordingly, it can be confirmed that the bending angle of specimen N is only 43 ⁇ .

Landscapes

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Abstract

본 발명의 일 측면에 의하면, 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 60~99% 및 펄라이트: 1~30%를 포함하고, 탄소(C): 0.19~0.55wt% 및 망간(Mn): 0.8~6.0wt%를 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제1영역들을 포함하는, 핫스탬핑용 강판을 제공한다.

Description

핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법
본 발명의 실시예들은 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 핫스탬핑 후의 성형 부품이 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 갖는 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 부품에는 경량화 및 안정성을 위해서 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 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 핫스탬핑용 강판을 고온으로 가열 후 프레스 금형 내에서 성형과 동시에 급속 냉각하여 고강도 부품을 제조하는 성형기술이다.
또한, 한국 공개특허공보 제10-2019-0095858호 발명에 개시된 바와 같이, 핫스탬핑용 강판의 대표적인 예로 탄소(C)와 열처리 성능 향상 위한 원소로 망간(Mn), 붕소(B) 등을 함유하는 이른바 보론강(22MnB5)이 사용된다.
그러나 이러한 종래의 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법에는, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 성분 및 미세조직에 의해 발생하는 영역별 강도 차이로 인하여 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장 강도, 굽힘 특성 등의 기계적 특성이 저하되는 문제점이 존재하였다.
본 발명의 실시예들은 상기와 같은 문제점을 포함하여 여러 문제점들을 해결하기 위한 것으로서, 핫스탬핑 후의 성형 부품이 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 갖는 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 60~99% 및 펄라이트: 1~30%를 포함하고, 탄소(C): 0.19~0.55wt% 및 망간(Mn): 0.8~6.0wt%를 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제1영역들을 포함하는, 핫스탬핑용 강판이 제공된다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 장변을 상기 제1영역들의 길이로 정의할 시, 상기 제1영역들의 평균 길이는 0.01㎛ 이상 300㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 단변을 상기 제1영역들의 두께로 정의할 시, 상기 제1영역들의 평균 두께는 0.01㎛ 이상 5㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 단변 방향의 선밀도는 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 면적분율은 0.01% 이상 15% 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세조직은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제2영역들을 더 포함하고, 상기 제2영역들의 면적분율은 5% 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 핫스탬핑 후의 성형 부품이 1,350MPa 이상의 인장강도를 갖고, 61~80˚의 굽힘각을 만족할 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따르면, 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브를 1,200~1,250°C의 온도에서 재가열하는 단계, 재가열된 슬래브를 860~950°C의 온도에서 95% 이상의 압하율로 열간압연하여 강판을 제조하는 단계 및 상기 강판을 550~680°C의 온도에서 권취하는 단계를 포함하고, 권취된 강판의 미세조직은 면적분율로 페라이트: 60~99% 및 펄라이트: 1~30%를 포함하고, 탄소(C): 0.19~0.55wt% 및 망간(Mn): 0.8~6.0wt%를 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제1영역들을 포함하는, 핫스탬핑용 강판의 제조방법이 제공된다.
본 실시예에 따르면, 상기 강판을 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 내지 펄라이트 변태 개시온도(Ps)+40°C의 온도까지 30초 이하의 시간동안 냉각하는 단계를 더 포함하고, 상기 권취하는 단계는 냉각된 강판을 권취하는 단계일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 장변을 상기 제1영역들의 길이로 정의할 시, 상기 제1영역들의 평균 길이는 0.01㎛ 이상 300㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 단변을 상기 제1영역들의 두께로 정의할 시, 상기 제1영역들의 평균 두께는 0.01㎛ 이상 5㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 단변 방향의 선밀도는 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1영역들의 면적분율은 0.01% 이상 15% 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 미세조직은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제2영역들을 더 포함하고, 상기 제2영역들의 면적분율은 5% 이하일 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 강판은 핫스탬핑 후의 성형 부품이 1,350MPa 이상의 인장강도를 갖고, 61~80˚의 굽힘각을 만족할 수 있다.
전술한 것 외의 다른 측면, 특징, 이점은 이하의 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용, 청구범위 및 도면으로부터 명확해질 것이다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따르면 핫스탬핑 후의 성형 부품이 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 갖는 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 성분 및 미세조직의 특성 제어를 통해 핫스탬핑용 강판의 영역별 강도 차이를 조절하여, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장 강도, 굽힘 특성 등의 기계적 특성이 우수한 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 종래의 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 일부를 나타내는 이미지이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 일부를 나타내는 이미지이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판의 제조방법의 일부를 개략적으로 도시하는 흐름도이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직의 일부를 개략적으로 나타내는 이미지이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직이 갖는 결정립의 일부를 개략적으로 나타내는 이미지이다.
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.
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 명세서 상에 기재된 특징, 또는 구성요소가 존재함을 의미하는 것이고, 하나 이상의 다른 특징들 또는 구성요소가 부가될 가능성을 미리 배제하는 것은 아니다.
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.
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.
도 1은 종래의 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 일부를 나타내는 이미지이다. 구체적으로, 도 1은 종래에 핫스탬핑용 강판으로 이용되는 22MnB5 성분의 강판을 나타내는 이미지이다.
22MnB5 성분의 강판의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다. 한편, 펄라이트에는 탄소(C) 및/또는 망간(Mn)이 편석될 수 있다. 즉, 핫스탬핑용 강판의 미세조직은 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트를 포함할 수 있다. 또한, 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트는 핫스탬핑용 강판 내에서 국부적으로 집적될 수 있다. 즉, 핫스탬핑용 강판의 미세조직은 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(이하, "펄라이트 영역"이라 함)을 포함할 수 있다.
일 실시예로, 도 1에 도시된 바와 같이, 펄라이트 영역은 핫스탬핑용 강판 내에서 띠 모양(또는 밴드 형태)으로 형성될 수 있다.
핫스탬핑용 강판의 펄라이트 영역에서의 강도와 펄라이트 영역 외의 영역에서의 강도는 서로 상이하다. 구체적으로, 펄라이트 영역은 상대적으로 높은 강도를 갖고, 펄라이트 영역 외의 영역은 상대적으로 낮은 강도를 가질 수 있다. 즉, 펄라이트 영역의 강도는 펄라이트 영역 외의 영역의 강도보다 상대적으로 높을 수 있다. 이에 따라 핫스탬핑용 강판은 영역별 강도 차이를 갖게 된다. 이러한 영역별 강도 차이는 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등의 기계적 특성을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있다. 따라서, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 펄라이트 영역의 크기, 밀도, 면적분율 등을 제어할 필요가 있다.
본 발명의 실시예들에 의하면, 핫스탬핑용 강판을 구성하는 물질의 함량, 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 구성 및 핫스탬핑용 강판을 제조하는 공정 조건을 제어함으로써, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율을 제어할 수 있다. 이를 통해 핫스탬핑 후의 성형 부품에 요구되는 기계적 특성을 만족시킬 수 있는 핫스탬핑용 강판을 구현할 수 있다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 일부를 나타내는 이미지이다.
구체적으로, 도 2는 핫스탬핑용 강판을 구성하는 물질의 함량, 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 구성 및 핫스탬핑용 강판을 제조하는 공정 조건이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어하여 제조한 핫스탬핑용 강판을 나타내는 이미지이다.
도 2를 참조하면, 도 1의 강판과 대비하여 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역이 현저하게 감소하였음을 확인할 수 있다. 구체적으로, 도 2의 강판에는 도 1의 강판이 포함하는 띠 모양(또는 밴드 형태)의 영역이 현저하게 감소한 것을 확인할 수 있다. 이는 핫스탬핑용 강판을 구성하는 물질의 함량, 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 구성 및 핫스탬핑용 강판을 제조하는 공정 조건이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어함에 따른 것으로 이해될 수 있으며, 이에 대한 상세한 설명은 후술한다.
핫스탬핑용 강판은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다.
핫스탬핑용 강판은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 알루미늄(Al), 크롬(Cr), 붕소(B), 티타늄(Ti), 몰리브덴(Mo), 니오븀(Nb), 니켈(Ni) 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 일 실시예로, 핫스탬핑용 강판은 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이와 같이 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합을 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어함으로써 소입성을 향상시킬 수 있다. 선택적 실시예에서, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 크롬(Cr)의 함량은 0.1~0.6wt%를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 니켈(Ni)의 함량은 0.001~0.3wt%를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.1~0.4wt%를 만족할 수 있다.
한편, 일 실시예로, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P) 및 황(S) 각각의 함유량을 중량%로 [C], [Si], [Mn], [P] 및 [S]로 나타내었을 때, 하기 수학식 1을 만족할 수 있다.
[수학식 1]
[C]+[Si]/30+[Mn]/20+2*[P]+4*[S]<0.35
이를 통해 취성 증가를 방지하고 핫스탬핑 후의 성형 부품의 용접강도를 향상시킬 수 있다. 예컨대, 용접부의 십자인장강도(cross-tension strength, CTS)는 10kN/spot 이상을 만족할 수 있다.
탄소(C)는 강판 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 강판의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 열처리 시 소입성 및 강도 증가를 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 강판의 전체 중량에 대하여 0.17wt% 내지 0.25wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.17wt% 미만인 경우, 경질상(예컨대, 마르텐사이트 등) 확보가 어려워 핫스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.25wt%를 초과하는 경우, 강판의 가공성 저하 또는 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘 성능 저하를 야기할 수 있다.
실리콘(Si)은 강판 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘은 고용 강화 원소로서 강판의 강도를 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 실리콘은 마르텐사이트 강도 불균질 제어 원소로 작용하여 충돌 성능을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 실리콘은 강판 전체 중량에 대하여 0.3wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.3wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 핫스탬핑 후의 성형 부품의 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화가 발생할 수 있다. 이와 반대로 실리콘의 함량이 1.0wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하고, 강판의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 강판 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리 시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 강판 전체 중량에 대하여 0.6wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.6wt% 미만인 경우, 경화능 효과가 충분하지 못하여, 소입성 미달로 핫스탬핑 후의 성형 부품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 1.0wt%를 초과하는 경우, 망간이 편석된 펄라이트가 집중된 영역이 발생하여 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 인은 강판의 인성 저하를 방지하기 위해, 강판 전체 중량에 대하여 0 초과 0.02wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.02wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 제조 공정 중 강판에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 가공성 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 황은 강판 전체 중량에 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.
알루미늄(Al)은 강판 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 알루미늄은 고용 강화 원소로서 강판의 강도를 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킨다. 알루미늄은 마르텐사이트 강도 불균질 제어 원소로 작용하여 충돌 성능을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 알루미늄은 강판 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 핫스탬핑 후의 성형 부품의 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화가 발생할 수 있다. 이와 반대로 알루미늄의 함량이 1.0wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하고, 강판의 도금 특성이 저하될 수 있다.
한편, 일 실시예로, 도금성 향상을 위하여 핫스탬핑용 강판이 포함하는 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 각각의 함량의 합은 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 예컨대, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 실리콘(Si), 알루미늄(Al) 각각의 함량의 합은 0.4~1.5wt%를 만족할 수 있다.
크롬(Cr)은 열처리 시 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 석출경화를 통한 결정립 미세화 및 강도 확보를 가능하게 한다. 이러한 크롬은 강판 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.6wt% 포함될 수 있다. 크롬의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 석출경화 효과가 저조하고, 이와 반대로, 크롬의 함량이 0.6wt%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, 열처리 시 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 전체 중량에 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, 붕소의 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.
티타늄(Ti)은 고온에서 석출물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적으로 기여할 수 있다. 이러한 티타늄은 강판 전체 중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.1wt%, 바람직하게는 0.02wt% 내지 0.06wt% 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량 범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 강재의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 강재 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다. 티타늄의 함량이 상기 하한에 미달하는 경우, 상기 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 티타늄의 함량이 상기 상한을 초과하는 경우, 석출물이 조대화되어 연신율 및 굽힘성 하락이 발생할 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 몰리브덴은 석출물 조대화 억제 및 소입성 향상을 목적으로 첨가된다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 할 수 있다. 이러한 몰리브덴은 강판 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.4wt% 포함될 수 있다. 몰리브덴의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 몰리브덴의 함량이 0.4wt%를 초과하는 경우, 압연 생산성 및 연신율 하락 위험이 있으며, 추가적인 효과없이 제조비용만 상승시키는 문제가 있다.
니오븀(Nb)은 마르텐사이트 패킷 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성을 증가시킬 수 있다. 이러한 니오븀은 강판 전체 중량에 대하여 0.02wt% 내지 0.06wt% 포함될 수 있다. 니오븀이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간압연 공정에서 강판의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬래브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다. 니오븀의 함량이 0.02wt% 미만인 경우, 상기 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 니오븀의 함량이 0.06wt%를 초과하는 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도 및 인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효한 원소이다. 이러한 니켈은 강판 전체 중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.3wt% 포함될 수 있다. 니켈의 함량이 0.001wt% 미만인 경우, 그 첨가 효과가 미미하다. 반면에, 니켈의 함량이 0.3wt%를 초과하는 경우, 강판의 가공성을 저하시키며 제조비용을 상승시키는 문제가 있다.
핫스탬핑용 강판의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다. 일 실시예로, 핫스탬핑용 강판은 면적분율로 페라이트: 60~99% 및 펄라이트: 1~30%를 포함할 수 있다. 또한, 핫스탬핑용 강판은 기타 불가피한 조직을 포함할 수 있다. 예컨대, 핫스탬핑용 강판은 기타 불가피한 조직을 0% 이상 5% 미만 포함할 수 있다. 한편, 일 실시예로, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 페라이트의 평균 결정립 크기는 2㎛ 이상 10㎛ 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
펄라이트에는 탄소(C) 및/또는 망간(Mn)이 편석될 수 있는 바, 핫스탬핑용 강판의 미세조직은 탄소의 함량 및/또는 망간의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트를 포함할 수 있다. 또한, 탄소의 함량 및/또는 망간의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트는 강판 내에서 국부적으로 집적되어 펄라이트 영역을 형성할 수 있다. 여기서 "펄라이트 영역"은 탄소의 함량 및/또는 망간의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역을 의미한다.
이러한 핫스탬핑용 강판이 갖는 펄라이트 영역을 최소화하는 방법으로 탄소(C)의 함량 및 망간(Mn)의 함량을 낮추는 방법이 있으나, 이는 핫스탬핑용 강판의 소입성 및 핫스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 특성을 저하시키는 문제를 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판은 탄소 및 망간은 상술한 최적화된 함량만큼 포함하되, 핫스탬핑용 강판이 갖는 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 이를 통해 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등의 기계적 특성을 제어할 수 있다. 예컨대, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도는 1,350MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 항복강도는 950MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 950MPa 이상 1,200MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품은 61~80˚의 굽힘각을 만족하고, 6% 이상의 연신율을 가질 수 있다. 여기서 "굽힘각"은 압연 방향(rolling direction, RD)의 V-벤딩각을 의미할 수 있다.
일 실시예로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도는 탄소(C)의 함유량과의 상관관계를 기반으로 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도를 X1(단위: MPa)로 나타내고, 탄소의 함유량을 중량%로 [C]로 나타내었을 때, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도(X1)는 하기 수학식 2A를 만족하도록 제어될 수 있다.
[수학식 2A]
0.9*y1≤X1≤1.1*y1
(y1=1,093+1,625*[C])
일 실시예로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각은 탄소(C)의 함유량과의 상관관계를 기반으로 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각을 X2(단위: °로 나타내고, 탄소의 함유량을 중량%로 [C]로 나타내었을 때, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각(X2)은 하기 수학식 2B를 만족하도록 제어될 수 있다.
[수학식 2B]
0.9*y2≤X2≤1.1*y2
(y2=131-265*[C])
일 실시예로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각은 망간(Mn)의 함유량과의 상관관계를 기반으로 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각을 X2(단위: ˚로 나타내고, 망간의 함유량을 중량%로 [Mn]으로 나타내었을 때, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각(X2)은 하기 수학식 2C를 만족하도록 제어될 수 있다.
[수학식 2C]
0.9*y3≤X2≤1.1*y3
(y3=98-30*[Mn])
한편, 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 구성, 즉, 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율 조건은 핫스탬핑용 강판의 공정 조건을 조절함으로써 제어할 수 있다. 이에 대한 상세한 설명은 도 3을 참조하여 후술한다.
펄라이트 영역은 펄라이트 영역에 집적된 펄라이트가 포함하는 탄소(C)의 함량 및 망간(Mn)의 함량에 따라 핫스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 특성에 영향을 미치는 정도가 상이할 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 특성에 영향을 미치는 것은 0.19wt% 이상의 탄소와 0.8wt% 이상의 망간을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집중된 영역이다. 반면에, 탄소의 함량이 0.19wt% 미만이거나 망간의 함량이 0.8wt% 미만인 펄라이트가 국부적으로 집중된 영역은 핫스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 특성에 미치는 영향이 미미하다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판은 0.19wt% 이상의 탄소와 0.8wt% 이상의 망간을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집중된 영역의 크기, 밀도 및 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판은 0.19~0.55wt%의 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 및/또는 0.8~6.0wt%의 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제1영역들을 포함할 수 있다. 이러한 제1영역들의 크기, 밀도 및 면적분율은 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다.
일 실시예로, 제1영역들의 장변을 상기 제1영역들의 길이로 정의할 시, 제1영역들의 평균 길이는 0.01㎛ 이상 300㎛ 이하를 만족하도록 제어될 수 있다. 또한, 제1영역들의 단변을 상기 제1영역들의 두께로 정의할 시, 제1영역들의 평균 두께는 0.01㎛ 이상 5㎛ 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
일 실시예로, 제1영역들의 단변 방향의 선밀도는 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
일 실시예로, 제1영역들의 면적분율은 0.01% 이상 15% 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
핫스탬핑용 강판은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 및/또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제2영역들을 더 포함할 수 있다. 이러한 제2영역들은 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장 강도 및 굽힘 특성을 저하시킬 수 있는 바, 사전 설정된 면적분율 이하로 제어될 수 있다. 일 실시예로, 제2영역들의 면적분율은 0% 이상 5% 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
즉, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 펄라이트는 면적분율로 0.01% 이상 15% 이하의 제1영역들 및 0% 이상 5% 이하의 제2영역들을 포함할 수 있다. 여기서 제1영역들은 0.19~0.55wt%의 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 및/또는 0.8~6.0wt%의 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역이다. 또한, 제2영역들은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 및/또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역이다. 한편, 핫스탬핑용 강판이 포함하는 펄라이트 중 상기 제1영역들 및 상기 제2영역들을 제외한 영역은 0.19wt% 미만의 탄소(C)와 0.8wt% 미만의 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트로 이해될 수 있다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑용 강판의 제조방법의 일부를 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 S100 내지 S600 단계 중 일부가 생략되는 것도 가능하다.
먼저, 핫스탬핑용 강판을 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬래브를 준비한다. 상기 슬래브는 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 선택적 실시예에서, 상기 슬래브가 포함하는 크롬(Cr)의 함량은 0.1~0.6wt%를 만족할 수 있다. 또한, 상기 슬래브가 포함하는 니켈(Ni)의 함량은 0.001~0.3wt%를 만족할 수 있다. 또한, 상기 슬래브가 포함하는 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.1~0.4wt%를 만족할 수 있다.
재가열 단계(S100)는 열간압연을 위해 상기 조성을 갖는 슬래브를 소정의 슬래브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT) 범위에서 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(SRT)는 오스테나이트 미세화 및 석출경화 효과 극대화를 위하여 사전 설정된 온도 범위 내로 제어될 수 있다.
일 실시예로, 슬래브 재가열 온도(SRT)는 1,200°C 내지 1,250°C로 제어될 수 있다. 슬래브 재가열 온도(SRT)가 1,200°C 미만인 경우에는 주조 시 편석된 성분(예컨대, Ti, Nb, Mo 등)이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 반면에, 슬래브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1,250°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 재가열 단계(S100)에서 재가열된 슬래브를 소정의 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT) 범위에서 열간압연하여 강판을 제조하는 단계이다.
일 실시예로, 마무리 압연 온도(FDT) 범위는 860°C 내지 950°C로 제어될 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)가 860°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 950°C를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 확보가 어려워질 수 있다.
일 실시예로, 열간압연 시 압하율은 95% 이상을 만족하도록 제어될 수 있다. 이를 통해 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율이 전술한 조건을 만족하도록 제어될 수 있다.
한편, 재가열 단계(S100) 및 열간압연 단계(S200)에서는 에너지가 불안정한 입계에서 미세석출물들의 일부가 석출될 수 있다. 이때, 입계에 석출된 미세석출물들은 오스테나이트의 결정립 성장을 방해하는 요소로 작용하여 오스테나이트 미세화를 통한 강도 향상의 효과를 제공할 수 있다.
냉각/권취 단계(S300)는 열간압연 단계(S200)에서 열간압연된 강판을 냉각하는 단계 및 냉각된 강판을 권취하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 열간압연된 강판을 냉각하는 단계는, 열간압연된 강판을 소정의 냉각 종료 온도 범위까지 사전 설정된 냉각 시간동안 ROT(Run out table) 냉각하는 단계일 수 있다.
일 실시예로, 상기 냉각 종료 온도 범위는 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 내지 펄라이트 변태 개시온도(Ps)+40°C이고, 상기 사전 설정된 시간은 30초 이하일 수 있다. 이러한 열간압연된 강판을 냉각하는 단계에서의 냉각 종료 온도 범위 및 냉각 시간은 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율에 영향을 미친다. 구체적으로, 상기 냉각 종료 온도 범위 및 상기 냉각 시간을 만족하는 경우, 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율이 전술한 조건을 만족하도록 제어될 수 있고, 페라이트 기지의 균일한 열연 조직이 형성될 수 있다. 반면에, 상기 냉각 종료 온도 범위를 초과하는 온도 범위에서 냉각이 종료되거나 상기 냉각 시간을 초과하는 경우, 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및/또는 면적분율이 전술한 조건을 만족하지 못하여 강도 및 굽힘 특성 등이 저하될 수 있다.
상기 냉각된 강판을 권취하는 단계는 냉각된 강판을 소정의 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위에서 권취하는 단계일 수 있다.
일 실시예로, 권취 온도(CT)는 550°C 내지 680°C로 제어될 수 있다. 권취 온도(CT)는 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율에 영향을 미친다. 구체적으로, 권취 온도(CT)가 550°C 내지 680°C를 만족하는 경우, 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율이 전술한 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 반면에, 권취 온도(CT)가 550°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 680°C를 초과할 경우에는 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및/또는 면적분율이 전술한 조건을 만족하지 못하여 강도 및 굽힘 특성 등이 저하될 수 있고, 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
냉간압연 단계(S400)는 냉각/권취 단계(S300)에서 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.
일 실시예로, 냉간압연 시 압하율은 30% 내지 70%로 제어될 수 있다. 이를 통해 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율이 전술한 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 예컨대, 압하율이 30% 미만인 경우, 펄라이트 간의 간격이 좁아져서 펄라이트가 국부적으로 집중된 영역이 증가할 수 있으며, 그로 인해 강도 및 굽힘 특성이 저하될 수 있다.
소둔 열처리 단계(S500)는 냉간압연 단계(S400)에서 냉간압연된 강판을 700°C 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 실시예로, 소둔 열처리 단계(S500)는 냉간압연된 강판을 760°C 내지 850°C의 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계일 수 있다. 한편, 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
도금 단계(S600)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 일 실시예로, 도금 단계(S600)는 소둔 열처리 단계(S500)에서 소둔 열처리된 강판 상에 Al-Si 도금층을 형성하는 단계를 포함할 수 있다.
구체적으로, 도금 단계(S600)는 강판을 610°C 내지 710°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 및/또는 Bi을 포함할 수 있으나 이에 한정되는 것은 아니다. 예컨대, 도금욕은 5~12%의 Si, 1~4%의 Fe 및 그 외 Al을 포함할 수 있다. 또한, 전면 및 후면에 대한 도금량은 30 내지 200g/m2을 만족하도록 제어될 수 있다.
이와 같이 S100 내지 S600 단계를 거쳐 제조한 핫스탬핑용 강판에 대하여 핫스탬핑 공정을 수행함으로써, 요구되는 기계적 특성(예컨대, 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등)을 만족하는 핫스탬핑 후의 성형 부품을 제조할 수 있다.
상기 핫스탬핑 공정은 핫스탬핑용 강판을 이용하여 제조한 블랭크를 가열하는 단계, 상기 블랭크를 핫스탬핑하여 성형체를 형성하는 단계 및 상기 성형체를 냉각하여 핫스탬핑 부품을 형성하는 단계를 포함할 수 있다. 일 실시예로, 상기 블랭크를 가열하는 단계는, 상기 블랭크를 Ac3 이상의 온도로 가열하는 단계를 포함할 수 있다. 또한, 상기 성형체를 냉각하여 핫스탬핑 부품을 형성하는 단계는, 상기 성형체를 300°C 이하까지 평균 25°C/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다. 다만, 상기 핫스탬핑 공정에 적용되는 온도 범위, 냉각속도 등의 공정 조건은 상술한 예시로 제한되지 않고 다양하게 변형될 수 있다.
일 실시예로, 전술한 함량 조건 및 공정 조건을 만족하도록 제조한 핫스탬핑용 강판은, 전술한 미세조직의 구성(예컨대, 펄라이트 영역의 크기, 밀도, 면적분율 등)에 대한 조건을 만족할 수 있다. 이에 따라 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도는 1,350MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 항복강도는 950MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 950MPa 이상 1,200MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품은 61~80˚의 굽힘각을 만족하고, 6% 이상의 연신율을 가질 수 있으며, 10~15kN/spot의 용접강도와 0.3 이하의 탄소당량(Carbon equivalent; Ceq)을 가질 수 있다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직의 일부를 개략적으로 나타내는 이미지이고, 도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직이 갖는 결정립의 일부를 개략적으로 나타내는 이미지이다. 구체적으로, 도 4 및 도 5는 전술한 함량 조건 및 공정 조건을 만족하도록 제조한 핫스탬핑용 강판에 대하여 핫스탬핑 공정을 수행한 후의 성형 부품의 일부를 나타내는 이미지들이다.
핫스탬핑 후의 성형 부품은 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및/또는 오스테나이트를 포함할 수 있다. 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직의 비율과 미세조직의 평균 결정립 크기는 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 이를 통해 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등의 기계적 특성을 제어할 수 있다. 예컨대, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장강도는 1,350MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 항복강도는 950MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 950MPa 이상 1,200MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫스탬핑 후의 성형 부품은 61~80˚의 굽힘각을 만족하고, 6% 이상의 연신율을 가질 수 있다.
일 실시예로, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 미세조직은 70% 이상의 마르텐사이트, 30% 이하의 베이나이트와 페라이트 및 5% 이하의 잔량 탄화물과 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
일 실시예로, 핫스탬핑 후의 성형 부품이 포함하는 미세조직은 미세화될 수 있다. 구체적으로, 핫스탬핑 후의 성형 부품이 포함하는 미세조직의 평균 결정립 크기는 2㎛ 이상 15㎛ 이하를 만족하도록 제어될 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.
C Si Mn P S Al B Ti Nb Cr+Mo+Ni
0.17~0.25 0.3~1.0 0.6
~1.0		 0.02
이하		 0.01
이하		 0.1
~1.0		 0.001
~0.005		 0.01
~0.1		 0.02
~0.06		 0.3
~1.0
시편 제1영역
평균길이
(μm)		 제1영역
평균두께
(μm)		 제1영역
선밀도
(/μm)		 제1영역
면적분율
(%)		 제2영역
면적분율
(%)		 H/S 후
성형부품
인장강도
(MPa)		 H/S 후
성형부품
굽힘각
(˚)
A 0.03 0.01 0.001 0.01 0.0 1489 80
B 8.03 0.09 0.006 2.16 0.9 1476 78
C 28.35 0.65 0.009 3.51 1.8 1485 76
D 78.83 0.89 0.015 4.76 2.6 1499 73
E 123.47 2.05 0.047 8.56 3.4 1486 70
F 166.65 3.34 0.077 10.55 3.8 1501 68
G 211.1 4.59 0.088 12.11 4.1 1495 65
H 252.2 4.77 0.093 13.89 4.5 1492 63
I 297.0 4.99 0.099 14.96 4.9 1498 61
J 318.19 5.22 0.109 15.13 5.3 1495 49
K 372.02 5.45 0.134 16.99 5.8 1494 47
L 435.44 6.77 0.245 18.86 6.98 1486 45
M 558.03 7.33 0.265 20.11 7.86 1502 44
N 605.01 7.43 0.277 23.45 9.26 1500 43
표 1은 핫스탬핑용 강판 제조에 이용되는 슬래브의 조성을 나타내고, 표 2는 표 1과 같은 조성을 갖는 슬래브에 대하여 전술한 S100 내지 S600 단계를 수행하여 제조한 핫스탬핑용 강판에 해당하는 시편들에 대한 측정값들을 나타낸다. 참고로 측정값들은 ASTM 규격에 따라 160mm2 이상의 단위면적을 기반으로 측정된 값들이다.
한편, "제1영역"은 0.19~0.55wt%의 탄소(C) 및 0.8~6.0wt%의 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역을 의미하고, "제2영역"은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역을 의미한다.
또한, "제1영역 평균 길이"는 상기 제1영역들의 장변의 평균 길이를 의미하고, "제1영역 평균 두께"는 상기 제1영역들의 단변의 평균 길이를 의미하고, "제1영역 선밀도"는 상기 제1영역들의 단변 방향의 선밀도를 의미한다.
또한, 굽힘각은 독일 자동차산업협회(VDA: Verband Der Automobilindustrie)의 규격에 따라 V-벤딩각을 측정한 것으로서, 압연 방향(rolling direction, RD)의 값을 의미한다.
표 2의 시편들 중 시편 A 내지 I는 실시예들이고, 시편 J 내지 N은 비교예들에 해당한다. 실시예들과 비교예들은 동일한 함량 조건(표 1 참조) 및 전술한 공정 조건을 적용하되, 권취 온도(CT)만을 변수로 차별 적용하여 제조된 시편들이다. 구체적으로, 실시예인 시편 A 내지 I는 550~680°C의 권취 온도(CT)를 적용한 시편들이고, 비교예인 시편 J 내지 N은 550°C 미만의 권취 온도(CT) 또는 680°C 초과의 권취 온도(CT)를 적용한 시편들이다.
표 2를 참조하면, 시편 A 내지 I는 제1영역의 평균 길이가 0.01㎛ 이상 300㎛ 이하를 만족하고, 제1영역들의 평균 두께가 0.01㎛ 이상 5㎛ 이하를 만족하고, 제1영역들의 선밀도가 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하를 만족하고, 제1영역들의 면적분율이 0.01% 이상 15% 이하를 만족하고, 제2영역들의 면적분율이 5% 이하를 만족하는 것을 확인할 수 있다. 그 결과, 시편 A 내지 I는 핫스탬핑 후의 성형 부품의 인장 강도가 1,350MPa 이상을 만족하고, 굽힘각이 61~80˚를 만족하는 것을 확인할 수 있다. 이는 550~680°C의 권취 온도(CT)를 적용함으로써, 펄라이트 영역의 크기, 밀도, 면적분율이 사전 설정된 범위 내로 제어된 것으로 이해될 수 있다.
반면에, 시편 J 내지 N은 핫스탬핑용 강판의 미세조직의 구성 조건들 중 적어도 일부를 만족시키지 못하는 시편들로서, 핫스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘각이 시편 A 내지 I와 대비하여 떨어지는 것을 확인할 수 있다. 이는 550°C 미만의 권취 온도(CT) 또는 680°C 초과의 권취 온도(CT)를 적용함으로써, 펄라이트 영역의 크기, 밀도, 면적분율이 사전 설정된 범위 내로 제어되지 못한 것으로 이해될 수 있다.
시편 J의 경우, 제1영역들의 평균 길이가 300㎛를 초과하는 318.19㎛이고, 제1영역들의 평균 두께가 5㎛를 초과하는 5.22㎛이고, 제1영역들의 선밀도가 0.1/㎛를 초과하는 0.109/㎛이고, 제1영역들의 면적분율이 15%를 초과하는 15.13%이고, 제2영역들의 면적분율이 5%를 초과하는 5.3%이다. 이에 따라 시편 J의 굽힘각은 49˚에 불과하는 것을 확인할 수 있다.
구체적으로, 시편 K의 경우, 제1영역들의 평균 길이가 300㎛를 초과하는 372.02㎛이고, 제1영역들의 평균 두께가 5㎛를 초과하는 5.45㎛이고, 제1영역들의 선밀도가 0.1/㎛를 초과하는 0.134/㎛이고, 제1영역들의 면적분율이 15%를 초과하는 16.99%이고, 제2영역들의 면적분율이 5%를 초과하는 5.8%이다. 이에 따라 시편 K의 굽힘각은 47˚에 불과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 L의 경우, 제1영역들의 평균 길이가 300㎛를 초과하는 435.44㎛이고, 제1영역들의 평균 두께가 5㎛를 초과하는 6.77㎛이고, 제1영역들의 선밀도가 0.1/㎛를 초과하는 0.245/㎛이고, 제1영역들의 면적분율이 15%를 초과하는 18.86%이고, 제2영역들의 면적분율이 5%를 초과하는 6.98%이다. 이에 따라 시편 L의 굽힘각은 45˚에 불과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 M의 경우, 제1영역들의 평균 길이가 300㎛를 초과하는 558.03㎛이고, 제1영역들의 평균 두께가 5㎛를 초과하는 7.33㎛이고, 제1영역들의 선밀도가 0.1/㎛를 초과하는 0.265/㎛이고, 제1영역들의 면적분율이 15%를 초과하는 20.11%이고, 제2영역들의 면적분율이 5%를 초과하는 7.86%이다. 이에 따라 시편 M의 굽힘각은 44˚에 불과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 N의 경우, 제1영역들의 평균 길이가 300㎛를 초과하는 605.01㎛이고, 제1영역들의 평균 두께가 5㎛를 초과하는 7.43㎛이고, 제1영역들의 선밀도가 0.1/㎛를 초과하는 0.277/㎛이고, 제1영역들의 면적분율이 15%를 초과하는 23.45%이고, 제2영역들의 면적분율이 5%를 초과하는 9.26%이다. 이에 따라 시편 N의 굽힘각은 43˚에 불과하는 것을 확인할 수 있다.
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 것이다.

Claims (7)

  1. 탄소(C): 0.17~0.25wt%, 실리콘(Si): 0.3~1.0wt%, 망간(Mn): 0.6~1.0wt%, 인(P): 0.02wt% 이하, 황(S): 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 붕소(B): 0.001~0.005wt%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1wt%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06wt%, 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상의 합: 0.3~1.0wt% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    미세조직은 면적분율로 페라이트: 60~99% 및 펄라이트: 1~30%를 포함하고, 탄소(C): 0.19~0.55wt% 및 망간(Mn): 0.8~6.0wt%를 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제1영역들을 포함하는, 핫스탬핑용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 제1영역들의 장변을 상기 제1영역들의 길이로 정의할 시,
    상기 제1영역들의 평균 길이는 0.01㎛ 이상 300㎛ 이하인, 핫스탬핑용 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 제1영역들의 단변을 상기 제1영역들의 두께로 정의할 시,
    상기 제1영역들의 평균 두께는 0.01㎛ 이상 5㎛ 이하인, 핫스탬핑용 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 제1영역들의 단변 방향의 선밀도는 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하인, 핫스탬핑용 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 제1영역들의 면적분율은 0.01% 이상 15% 이하인, 핫스탬핑용 강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 미세조직은 0.55wt%를 초과하는 탄소(C)를 포함하는 펄라이트 또는 6.0wt%를 초과하는 망간(Mn)을 포함하는 펄라이트가 국부적으로 집적된 제2영역들을 더 포함하고,
    상기 제2영역들의 면적분율은 5% 이하인, 핫스탬핑용 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    핫스탬핑 후의 성형 부품이 1,350MPa 이상의 인장강도를 갖고, 61~80˚의 굽힘각을 만족하는, 핫스탬핑용 강판.
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