WO2023075035A1 - 핫 스탬핑 부품 - Google Patents

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WO2023075035A1
WO2023075035A1 PCT/KR2022/001502 KR2022001502W WO2023075035A1 WO 2023075035 A1 WO2023075035 A1 WO 2023075035A1 KR 2022001502 W KR2022001502 W KR 2022001502W WO 2023075035 A1 WO2023075035 A1 WO 2023075035A1
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hot stamping
less
grain
angle
grain boundaries
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PCT/KR2022/001502
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김혜진
이진호
공제열
윤승채
정승필
정현영
황규연
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현대제철 주식회사
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    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to hot stamping parts.
  • the hot stamping process is generally composed of heating/forming/cooling/trim, and uses phase transformation of the material and change in microstructure during the process.
  • Embodiments of the present invention provide a hot stamping part with improved resistance to stress corrosion cracking (Hydrogen Induced Stress Corrosion Cracking) caused by a corrosion reaction.
  • stress corrosion cracking Hydrogen Induced Stress Corrosion Cracking
  • the hot stamping part in a hot stamping part having a tensile strength of 1680 Mpa or more, has a microstructure including prior austenite grains (PAG), and the initial austenite grains A hot stamping part having an average particle diameter of 25 ⁇ m or less is provided.
  • PAG prior austenite grains
  • a grain boundary forming the interface of the microstructure including a low-angle grain boundary having a grain angle of 0 degrees or more and 15 degrees or less and a high-angle grain boundary having a grain angle of more than 15 degrees and 180 degrees or less, .
  • the fraction of the low-angle grain boundaries may be 20% or more.
  • the high angle grain boundary may include a special grain boundary having a regular atomic arrangement and a random grain boundary having an irregular atomic arrangement.
  • the fraction of the special grain boundary may be 5% or more and 10% or less.
  • the fraction of the random grain boundaries may be 70% or less.
  • the martensite phase having an area fraction of 95% or more in the hot stamping part may be included.
  • the hot stamping part includes a base steel plate, and the base steel plate contains 0.28% to 0.50% by weight of carbon (C) and 0.15% by weight of silicon (Si), based on the total weight of the base steel plate. to 0.7% by weight, manganese (Mn): 0.5% to 2.0% by weight, phosphorus (P): 0.03% by weight or less, sulfur (S): 0.01% by weight or less, chromium (Cr): 0.1% to 0.6% by weight , boron (B): 0.001 wt % to 0.005 wt %, at least one or more of titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo), and the remainder of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • C carbon
  • Si silicon
  • FIG. 1 is an enlarged image of a portion of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • EBSD electron backscattered diffraction
  • FIG 3 is an enlarged image of a portion of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a view showing a state in which the microstructure of a hot stamping part forms a special grain boundary according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a view for explaining the blank heating step of FIG. 5 .
  • FIG. 8 is a graph illustrating initial austenite grain sizes of Examples and Comparative Examples of FIG. 7 .
  • a part such as a film, region, component, etc. is said to be on or on another part, not only when it is directly above the other part, but also when another film, region, component, etc. is interposed therebetween.
  • films, regions, components, etc. when films, regions, components, etc. are connected, when films, regions, and components are directly connected, or/and other films, regions, and components are interposed between the films, regions, and components. Including cases of indirect connection. For example, when a film, region, component, etc. is electrically connected in this specification, when a film, region, component, etc. is directly electrically connected, and/or another film, region, component, etc. is interposed therebetween. This indicates an indirect electrical connection.
  • 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.
  • the x-axis, y-axis, and z-axis are not limited to three axes on the 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 an enlarged image of a portion of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • a hot stamping part 100 may have a tensile strength of 1680 MPa or more and a yield strength of 950 MPa or more.
  • a base steel sheet and a plating layer covering at least one surface of the base steel sheet may be included.
  • the plating layer may include, for example, aluminum (Al).
  • the plating layer may include aluminum-iron (Al-Fe) and aluminum-iron-silicon (Al-Fe-Si) compounds by mutual diffusion of Fe of the base steel sheet 100 and Al of the plating layer.
  • the base steel sheet 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.
  • the base steel sheet includes carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), chromium (Cr), boron (B), and the remainder iron (Fe). Other unavoidable impurities may be included.
  • the base steel sheet may further include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) as an additive.
  • the base steel sheet may further include a predetermined amount of calcium (Ca).
  • Carbon (C) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet.
  • Carbon is the main element that determines the strength and hardness of the base steel sheet, and after the hot stamping process, the tensile strength and yield strength (eg, tensile strength of 1,680 MPa or more and yield strength of 950 MPa or more) of the base steel sheet are secured, and hardenability characteristics are obtained. added for the purpose of securing
  • Such carbon may be included in an amount of 0.28wt% to 0.50wt% based on the total weight of the base steel sheet.
  • the carbon content is less than 0.28wt%, it is difficult to secure a hard phase (martensite, etc.) and thus it is difficult to satisfy the mechanical strength of the base steel sheet.
  • the carbon content exceeds 0.50 wt%, brittleness of the base steel sheet or reduction in bending performance may be caused.
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the base steel sheet.
  • Silicon (Si) as a solid-solution strengthening element, improves the strength of a base steel sheet and improves carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature region carbides.
  • silicon is a key element for hot rolling, cold rolling, hot press structure homogenization (perlite, manganese segregation zone control), 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 0.15 wt % to 0.7 wt % based on the total weight of the base steel sheet.
  • the content of silicon is less than 0.15 wt%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, cementite formation and coarsening may occur in the final hot-stamped martensite structure, and the uniformity effect of the base steel sheet is insignificant and the V-bending angle cannot be secured. do.
  • the content of silicon exceeds 0.7wt%, hot-rolled and cold-rolled loads increase, hot-rolled red scale is excessive, and plating characteristics of the base steel sheet may be deteriorated.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet. Manganese is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment. Manganese may be included in an amount of 0.5wt% to 2.0wt% based on the total weight of the base steel sheet. When the content of manganese is less than 0.5 wt%, the hardenability effect is not sufficient, and the hard phase fraction in the molded article after hot stamping may be insufficient due to insufficient hardenability.
  • Phosphorus (P) may be included in an amount greater than 0 and 0.03 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet in order to prevent deterioration in toughness of the base steel sheet.
  • the content of phosphorus exceeds 0.03wt%, iron phosphide compounds are formed to deteriorate toughness and weldability, and cracks may be induced in the base steel sheet 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 base 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.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving hardenability and strength of the base steel sheet. 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 base 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 of the base steel sheet by suppressing ferrite, pearlite, and bainite transformations to secure a martensitic 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 0.001wt% to 0.005wt% based on the total weight of the base 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.
  • fine precipitates may be included in the base steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Additives constituting some of the elements included in the base steel sheet may be nitride or carbide generating elements contributing to the formation of fine precipitates.
  • the additive may include at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo). Titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) form fine precipitates in the form of nitrides or carbides, thereby securing the strength of hot stamped and quenched members.
  • titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) form fine precipitates in the form of nitrides or carbides, thereby securing the strength of hot stamped and quenched members.
  • these elements are contained in the Fe-Mn-based composite oxide, function as a hydrogen trap site effective for improving delayed fracture resistance, and are necessary elements for improving delayed fracture resistance.
  • titanium (Ti) may be added for the purpose of strengthening grain refinement and improving material quality by forming precipitates after hot press heat treatment, and forming a precipitate phase such as TiC and / or TiN at high temperature to refine austenite grains. can contribute effectively.
  • Titanium may be included in an amount of 0.025 wt% to 0.045 wt% based on the total weight of the base steel sheet.
  • 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 exceeds 0.045wt%, the precipitate is coarsened and elongation and bendability may decrease.
  • Niobium (Nb) and molybdenum (Mo) are added for the purpose of increasing strength and toughness according to a decrease in martensite packet size.
  • Niobium may be included in an amount of 0.045 wt% or less, for example, 0.015 wt% to 0.045 wt%, based on the total weight of the base steel sheet.
  • molybdenum may be included in an amount of 0.15 wt% or less, for example, 0.05 wt% to 0.15 wt%, based on the total weight of the base steel sheet.
  • niobium and molybdenum are included in the above range, the crystal grain refinement effect of the steel material is excellent in the hot rolling and cold rolling process, cracks of the slab during steelmaking/playing, and brittle fracture of the product are prevented, and the generation of coarse precipitates in steelmaking is improved. can be minimized.
  • the base steel sheet according to the present embodiment 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.
  • a base steel sheet may exist as a full austenite structure at a hot stamping heating temperature, and may transform into a martensite structure upon cooling thereafter.
  • the martensite phase is the result of the diffusionless transformation of austenite ⁇ below the onset temperature (Ms) of martensitic transformation during cooling.
  • the hot stamping part 100 may include prior austenite grains (PAG) as a microstructure.
  • the base steel sheet may include a martensite phase of 95% or more in area fraction.
  • the initial austenite grains may be generally distributed within the martensite phase.
  • the average size of the initial austenite grains may be 25 ⁇ m or less, more specifically, 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less.
  • the average size of the initial austenite grains is formed to be 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, resistance to hydrogen-induced stress corrosion cracking can be improved in the same stress and corrosion environment.
  • Forming the average size of the initial austenite grains to be less than 5 ⁇ m is practically impossible in the hot stamping process, and when the average size of the initial austenite grains exceeds 25 ⁇ m, hydrogen easily penetrates and along the grain boundaries This is because the diffusive hydrogen that moves increases and cracks tend to propagate along the hydrogen migration path.
  • the probability of delayed fracture due to hydrogen may increase.
  • the average size of the initial austenite grains can be controlled by adjusting the hot stamping process time and temperature.
  • the hot stamping process is performed by multi-stage heating, and the temperature range of the heating furnace during the hot stamping process may be 680 °C to 1,000 °C.
  • the total residence time in the heating furnace during the hot stamping process may be 100 seconds to 900 seconds.
  • FIG. 2 is an electron backscattered diffraction (EBSD) analysis image of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 3 is a part of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention This is an enlarged image
  • FIG. 4 is a view showing a state in which the microstructure of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention forms a special grain boundary.
  • EBSD electron backscattered diffraction
  • the martensite phase includes a plurality of characteristic microstructural units.
  • the microstructure in the martensite phase may have a fine and complex shape in which prior austenite grains, packets, and laths hierarchically overlap.
  • the lath has a rod shape oriented in parallel in a specific direction, and the packet may be defined as an area composed of a group of laths. Packets and laths may be included within the initial austenite grains.
  • the microstructures in the hot stamped part 100 form grain boundaries that form interfaces between the microstructures.
  • the crystal grain boundary may mean a boundary having a low atomic density where two or more microstructures having different directions are in contact.
  • grain boundaries may mean interfaces between initial austenite grains, interfaces between packets, and interfaces between laths.
  • the grain boundaries of the microstructure in the hot stamping part 100 may include low-angle grain boundaries with small grain angles and high-angle grain boundaries with relatively large grain angles.
  • a low-angle grain boundary means a grain boundary where the angle between two microstructures in contact with each other is between 0 degrees and 15 degrees
  • a high-angle grain boundary means an angle between two microstructures in contact with each other over an interface of more than 15 degrees. It may mean a grain boundary of 180 degrees or less.
  • low-angle grain boundaries and high-angle grain boundaries may be measured through electron backscattering diffraction (EBSD) analysis.
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • red and green lines represent low-angle grain boundaries with grain angles of 15 degrees or less
  • blue lines represent high-angle grain boundaries with grain angles greater than 15 degrees and 180 degrees or less.
  • the hot stamping part 100 includes 20% or more of low-angle grain boundaries having a grain angle of 0 degrees or more and 15 degrees or less, and 80% or more of high-angle grain boundaries having a grain angle of more than 15 degrees and 180 degrees or less as a fraction. % or less may be included.
  • a large grain angle means that the energy of the grain boundary is high, and conversely, a low grain angle means that the energy of the grain boundary is low.
  • Grain boundaries with high energy act as nucleation sites for solid phase reactions such as diffusion, phase transformation, and precipitation. Therefore, the higher the energy of grain boundaries, the easier hydrogen is activated in the steel sheet as diffusible hydrogen, and this diffusive hydrogen is vulnerable to stress corrosion cracking. This can spread the propagation of cracks. Therefore, in the hot stamping part 100 according to an embodiment of the present invention, crack propagation can be effectively prevented by reducing the hydrogen diffusion path by securing 20% or more of low-angle grain boundaries with relatively low energy.
  • the hot stamping part 100 may include a high-angle grain boundary having a grain angle of more than 15 degrees and less than 180 degrees in a fraction of 80% or less.
  • Such high angle grain boundaries may include special grain boundaries and random grain boundaries.
  • a random grain boundary is a grain boundary having an irregular arrangement of atoms, and is a relatively unstable interface due to high energy of the grain boundary. Cracks in the hot stamping part 100 generally progress along such an unstable interface, and therefore, in order to prevent breakage of the hot stamping part 100 due to corrosion, it is required to control the random grain boundary to a certain ratio or less.
  • the hot stamping part 100 may include random grain boundaries at a fraction of 70% or less among high-angle grain boundaries having a grain angle of more than 15 degrees and less than 180 degrees.
  • the interface energy between the microstructures in the hot stamping part 100 increases, which can act as a hydrogen diffusion path and a crack propagation path.
  • the random grain boundary by controlling the random grain boundary to 70% or less, the unstable interface between the microstructures in the hot stamping part 100 is lowered to a certain ratio or less, thereby preventing hydrogen in the steel sheet from being activated as diffusible hydrogen.
  • the hot stamping part 100 may include 5% to 10% of special grain boundaries among high angle grain boundaries.
  • 3 is an enlarged image of the lath structure among the microstructures of the hot stamping part 100 according to the present embodiment, and it can be seen that special crystal grain boundaries appear especially in the A portion.
  • the special crystal grain boundary is a crystal grain boundary of a special structure called a twinning boundary or coherent ⁇ 3 boundary, and means a phenomenon in which two microstructures are symmetrically attached with a plane or axis interposed therebetween.
  • high-angle grain boundaries are randomly generated, but regular atomic arrangements may appear in some structures by diffusion through a heat treatment process such as an annealing process. Due to the regularity of atomic arrangement such as this symmetrical shape, the twin interface is placed in a matched state. It is possible to effectively reduce the embrittlement mechanism by serving as a stable hydrogen trap site for diffusible hydrogen and effectively acting as a stable site for crack propagation.
  • Figure 4 shows the inter-particle arrangement of special grain boundaries.
  • the atomic arrangement of the first crystal grain G1 and the second crystal grain G2 that are in contact with each other around the grain boundary GB is shown.
  • the grain boundary GB formed by the first crystal grains G1 and the second crystal grains G2 may be an interface between rasps, rasps, and packets, or an interface between packets.
  • the atoms constituting the first crystal grain G1 and the atoms constituting the second crystal grain G2 may be symmetrically formed forming a matching interface as shown in FIG. 4 .
  • Grain angles according to the arrangement of atoms of the first and second crystal grains G1 and G2 may be classified as obtuse-angled high-angle grain boundaries, but the energy of the grain boundaries GB may be significantly lower than that of random grain boundaries. there is. This is because the atoms of the special grain boundary are provided to have a stable arrangement along the grain boundary GB. Therefore, these special grain boundaries have low energy and act as trap sites for diffusible hydrogen, thereby reducing the movement of hydrogen, thereby preventing crack propagation. For example, these special grain boundaries may be distributed at about 90% or more at interfaces between rasps, rasps, and packets.
  • the hot stamping part 100 contains 5% to 10% of special grain boundaries as a fraction, so that hydrogen introduced during hydrogen-induced stress corrosion cracking is trapped in the special grain boundaries, thereby increasing the hydrogen trapping effect and diffusion. It can effectively block the movement of sexual hydrogen.
  • the fraction of random grain boundaries having high energy interfaces can be relatively reduced by providing the fraction of special grain boundaries among the high angle grain boundaries in the hot stamping part 100 to 5% to 10%.
  • a multi-stage heating method is employed in a heating furnace when heating for hot stamping.
  • a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention will be described in detail with reference to FIGS. 5 and 6 .
  • FIG. 5 is a flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 6 is a diagram for explaining the blank heating step of FIG. 5 .
  • the method for manufacturing a hot stamping part may include a blank input step (S110), a multi-stage heating step (S120) and a soak heating step (S130), and a soak heating step. After (S130), a transfer step (S140), a forming step (S150), and a cooling step (S160) may be further included.
  • the blank input step (S110) may be a step of inserting blanks into a heating furnace having a plurality of sections having different temperature ranges.
  • the blank introduced into the heating furnace may be formed by cutting a plate material for forming a hot stamping part.
  • the plate material may be manufactured through a process of performing hot rolling or cold rolling on a steel slab and then annealing heat treatment.
  • a plating layer may be formed on at least one surface of the annealed heat treatment plate material.
  • the total temperature of the heating furnace may be 680 ° C to 1000 ° C.
  • the entire temperature of the heating furnace in which the multi-stage heating step (S210) and the soak heating step (S220) is performed may be 680 °C to 1000 °C.
  • the temperature of the heating furnace in which the multi-stage heating step (S210) is performed may be 680°C to Ac3
  • the temperature of the heating furnace in which the split heating step (S220) is performed may be in the range of Ac3 to 1000°C.
  • the blank put into the heating furnace can be conveyed along the conveying direction after being mounted on the roller.
  • a multi-stage heating step (S120) may be performed.
  • the multi-stage heating step (S120) may be a step in which the blank is heated in stages while passing through a plurality of sections provided in the heating furnace.
  • the heating furnace according to an embodiment may include a plurality of sections having different temperature ranges. More specifically, as shown in FIG. 6, the heating furnace includes a first section P 1 having a first temperature range T 1 and a second section P 2 having a second temperature range T 2 .
  • the first section P 1 to the seventh section P 7 may be sequentially disposed in the heating furnace.
  • the first section (P 1 ) having the first temperature range (T 1 ) is adjacent to the inlet of the heating furnace into which the blank is introduced, and the seventh section (P 7 ) having the seventh temperature range (T 7 ) is the blank It may be adjacent to the outlet of the heating furnace discharged. Accordingly, the first section P 1 having the first temperature range T 1 may be the first section of the heating furnace, and the seventh section P 7 having the seventh temperature range T 7 may be the heating furnace.
  • the fifth section (P 5 ), the sixth section (P 6 ), and the seventh section (P 7 ) are not sections in which multi-stage heating is performed, but soak heating is performed. It may be an interval.
  • the temperature of a plurality of sections provided in the heating furnace for example, the temperature of the first section (P 1 ) to the seventh section (P 7 ) increases in the direction from the inlet of the heating furnace into which the blank is inserted to the exit of the furnace into which the blank is taken out. can do.
  • the temperature of the fifth section (P 5 ) to the seventh section (P 7 ) may be the same.
  • a temperature difference between two sections adjacent to each other among a plurality of sections provided in the heating furnace may be greater than 0°C and less than 100°C.
  • the temperature difference between the first section P 1 and the second section P 2 may be greater than 0°C and less than 100°C.
  • the first temperature range T1 of the first section P1 may be 680°C to 850°C.
  • the second temperature range T2 of the second section P2 may be 700°C to 900°C.
  • the third temperature range T3 of the third period P3 may be 750°C to 930°C.
  • the fourth temperature range T4 of the fourth period P4 may be 800°C to 950°C.
  • the fifth temperature range T5 of the fifth period P5 may be Ac3 to 1000°C.
  • the fifth temperature range T5 of the fifth section P5 may be 830°C or more and 1000°C or less.
  • the sixth temperature range T6 of the sixth period P6 and the seventh temperature range T7 of the seventh period P7 may be the same as the fifth temperature range T5 of the fifth period P5. .
  • a soak heating step (S130) may be performed after the multi-stage heating step (S120).
  • the soak heating step ( S130 ) may be a step of soak heating the blank to a temperature of Ac3 or higher in the last section among a plurality of sections provided in the heating furnace.
  • the split heating step (S130) may be performed at the last part of a plurality of sections of the heating furnace.
  • the soak heating step (S130) may be performed in the fifth section (P 5 ), the sixth section (P 6 ), and the seventh section (P 7 ) of the heating furnace.
  • the section in which the soak heating step (S130) is performed is divided into a fifth section (P 5 ), a sixth section (P 6 ), and a seventh section (P 7 ), the fifth section (P 5 ),
  • the sixth section P 6 and the seventh section P 7 may have the same temperature range within the heating furnace.
  • the multi-stage heated blank may be soak heated at a temperature of Ac3 to 1,000 ° C.
  • the multi-stage heated blank may be soak heated at a temperature of 830° C. to 1,000° C. In an atmosphere exceeding 1,000 ° C., there may be a risk that beneficial carbides in the steel are dissolved into the base material and the effect of grain refinement is lost.
  • the heating step (S200) includes a multi-stage heating step (S210) and a split heating step (S220), the temperature of the heating furnace can be set in stages, so that the energy efficiency of the heating furnace can be improved.
  • the heating furnace may have a length of 20 m to 40 m along the transport path of the blank.
  • the heating furnace may have a plurality of sections having different temperature ranges, and among the plurality of sections, the length of the section in which the blank is multi-stage heated (D 1 ) and the length of the section in which the blank is crack-heated among the plurality of sections (D 2 )
  • the ratio of may satisfy 1:1 to 4:1.
  • the length (D 2 ) of the uniform heating section among the plurality of sections provided in the heating furnace may have a length of 20% to 50% of the total length (D 1 +D 2 ) of the heating furnace.
  • the section in which the blank is crack-heated may be the last section of the heating furnace (eg, the fifth section (P 5 ), the sixth section (P 6 ), and the seventh section (P 7 )).
  • the ratio of the length of the multistage heating section (D 1 ) and the length of the blank heating section (D 2 ) exceeds 1:1 as the length of the section in which the blank is soak-heated increases, in the soak heating section Increased hydrogen penetration into the blank may increase delayed fracture.
  • the soak heating interval ( time) is not sufficiently secured, so the strength of parts manufactured by the manufacturing process of hot stamping parts may be non-uniform.
  • the blank in the multi-stage heating step (S120) and the soak heating step (S130), may have a heating rate of about 6 ° C / s to 12 ° C / s, and the soaking time may be about 3 minutes to 6 minutes. there is. More specifically, when the thickness of the blank is about 1.6 mm to 2.3 mm, the heating rate is about 6 °C / s to 9 ° C / s, and the soaking time may be about 3 to 4 minutes. In addition, when the thickness of the blank is about 1.0 mm to 1.6 mm, the heating rate may be about 9 ° C./s to 12 ° C./s, and the soaking time may be about 4 minutes to 6 minutes.
  • a transfer step (S140), a forming step (S150), and a cooling step (S160) may be further performed after the soak heating step (S130).
  • the transfer step (S140) may be a step of transferring the crack-heated blank from the heating furnace to the press mold.
  • the soak heated blank may be air-cooled for 5 to 20 seconds.
  • the forming step (S150) may be a step of forming a molded body by hot stamping the transferred blank.
  • the cooling step (S160) may be a step of cooling the formed molded body.
  • a final product may be formed by cooling the molded body at the same time as being molded into a final part shape in a press mold.
  • a cooling channel through which a refrigerant circulates may be provided in the press mold.
  • the heated blank can be quenched by circulation of the refrigerant supplied through the cooling channel provided in the press mold.
  • rapid cooling may be performed while pressurizing the press mold in a closed state.
  • it may be cooled at an average cooling rate of at least 10° C./s to the end temperature of martensite.
  • the blank can be held for 3 to 20 seconds in the press mold.
  • the holding time in the press mold is less than 3 seconds, sufficient cooling of the material is not achieved, and thermal deformation may occur due to the residual heat of the product and the temperature deviation of each part, resulting in deterioration in dimensional quality.
  • the holding time in the press mold exceeds 20 seconds, the holding time in the press mold becomes long, and productivity may decrease.
  • the hot stamping parts manufactured by the above-described hot stamping parts manufacturing method may have a tensile strength of 1,680 MPa or more, preferably 1,680 MPa or more and 2,000 MPa or less, and have an area fraction of 95% or more. It may contain a structure of martensite.
  • the hot stamping parts manufactured by the above-described method for manufacturing hot stamping parts have an average initial austenite grain size of 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, a low-angle grain boundary fraction of 20% or more, and a special grain boundary among high-angle grain boundaries. The fraction of grain boundaries may be provided with 5% to 10%.
  • a hot stamping part according to an embodiment of the present invention may include a base steel sheet having the component system of [Table 1].
  • a plating layer by hot-dip plating may be formed on the base steel sheet.
  • the plating layer may include Al-Si-Fe.
  • the tensile strength may be 1680 MPa or more and the yield strength may be 950 MPa or more.
  • SCC property evaluation method was measured by exposing a specimen to which bending stress (100% yield strength) was applied by a 4-point bending test to a composite corrosion test.
  • the Cyclic Corrosion Test is an experiment to find out the transition state of a material found in a corrosion situation in a natural state, and measures hydrogen-induced cracking of steel materials by arbitrarily creating a wet, acidic atmosphere. More specifically, after immersing in salt water for about 5 hours under the conditions of a temperature of 40 ° C and 95% RH (step 1), and then forcibly drying for about 2 hours under the conditions of a temperature of 70 ° C and 30% RH (step 2) , exposure to a humid environment at a temperature of 50 ° C and humidity of 95% RH for about 3 hours (step 3), and finally forced drying (step 4) for about 2 hours under a temperature of 60 ° C and humidity of 30% RH as one cycle. and performed for 60 cycles (720 hours).
  • CCT Cyclic Corrosion Test
  • the initial austenite grain average size is 25 ⁇ m or less, more specifically, 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less
  • the low-angle grain boundary fraction is 20% or more
  • the special grain boundary fraction among the high-angle grain boundaries is
  • the hot stamping parts of the present invention which is 5% to 10%
  • FIG. 7 is images of measuring the initial austenite grain size in a hot stamping part according to the total residence time in the heating furnace and the final temperature in the heating furnace
  • FIG. 8 is a schematic diagram of the initial austenite grain size of the example and comparative example of FIG. It is a graph
  • FIG. 9 is images showing the results of a 4-point bending test for each of Examples and Comparative Examples.
  • the final temperature in the heating furnace is set to 870°C, 900°C, 930°C, and 950°C, respectively, and the residence time in the heating furnace is controlled to 5 minutes, 10 minutes, and 20 minutes for each temperature.
  • the initial austenite grain size in the hot stamping part varies according to the total residence time in the heating furnace and the final temperature in the heating furnace. That is, the initial austenite grain size in the hot stamping part can be controlled by setting the total residence time in the heating furnace and the final temperature in the heating furnace during the hot stamping process.
  • the average grain sizes of the initial austenite were 9.66 ⁇ m, 11.32 ⁇ m, and 14.32 ⁇ m
  • the average grain sizes of the initial austenite were 12.87 ⁇ m, 16.62 ⁇ m, and 28.12 ⁇ m, and the final temperature was 930 °C.

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Abstract

본 발명은 인장강도가 1680Mpa 이상인 핫 스탬핑 부품에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품은 초기 오스테나이트 결정립(PAG, prior austenite grain)을 포함하는 미세조직을 구비하고, 상기 초기 오스테나이트 결정립의 평균 입경은 25㎛ 이하인, 핫 스탬핑 부품을 제공한다.

Description

핫 스탬핑 부품
본 발명은 핫 스탬핑 부품에 관한 것이다.
세계적으로 환경 규제, 및 연비 규제가 강화되면서 보다 가벼운 차량 소재에 대한 필요성이 증가하고 있다. 이에 따라, 초고강력강과 핫 스탬핑 강에 대한 연구개발이 활발하게 이루어지고 있다. 이 중 핫 스탬핑 공정은 보편적으로 가열/성형/냉각/트림으로 이루어지며 공정 중 소재의 상변태, 및 미세조직의 변화를 이용하게 된다.
최근에는 핫 스탬핑 공정으로 제조된 핫 스탬핑 부품에서 발생하는 지연 파단, 내식성, 및 용접성을 향상시키려는 연구가 활발하게 진행되고 있다. 이와 관련된 기술로는 대한민국 특허공개공보 제10-2018-0095757호(발명의 명칭: 핫 스탬핑 부품의 제조방법) 등이 있다.
본 발명의 실시예들은, 부식 반응에 의한 수소유인 응력부식균열(Hydrogen Induced Stress Corrosion Cracking) 저항성이 향상된 핫 스탬핑 부품을 제공한다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 인장강도가 1680Mpa 이상인 핫 스탬핑 부품에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품은 초기 오스테나이트 결정립(PAG, prior austenite grain)을 포함하는 미세조직을 구비하고, 상기 초기 오스테나이트 결정립의 평균 입경은 25㎛ 이하인, 핫 스탬핑 부품이 제공된다.
일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 계면을 형성하는 결정립계(grain boundary)로서, 결정립각이 0도 이상 15도 이하인 저경각 결정립계 및 결정립각이 15도 초과 180도 이하인 고각결 정립계를 포함하고, 상기 저경각 결정립계의 분율은 20% 이상일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 고경각 결정립계는 규칙적인 원자 배열을 갖는 특수 결정립계 및 불규칙적인 원자 배열을 갖는 랜덤 결정립계를 포함할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 특수 결정립계의 분율은 5% 이상 10% 이하일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 랜덤 결정립계의 분율은 70% 이하일 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 핫 스탬핑 부품 내에서 95% 이상의 면적분율을 갖는 마르텐사이트상을 포함할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 핫 스탬핑 부품은 베이스 강판을 포함하고, 상기 베이스 강판은, 상기 베이스 강판 전체 중량에 대하여 탄소(C): 0.28 중량% 내지 0.50 중량%, 실리콘(Si): 0.15 중량% 내지 0.7 중량%, 망간(Mn): 0.5 중량% 내지 2.0 중량%, 인(P): 0.03중량% 이하, 황(S): 0.01 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1 중량% 내지 0.6 중량%, 붕소(B): 0.001 중량% 내지 0.005 중량%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나 이상, 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따르면, 수소유인 응력부식균열 저항성이 향상된 핫 스탬핑 부품을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면 일부를 확대한 이미지이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품을 전자후방산란회절(EBSD, Electron Back Scattered Diffraction) 분석한 이미지이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면 일부를 확대한 이미지이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 미세조직이 특수 결정립계를 이루는 상태를 도시한 도면이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다.
도 6은 도 5의 블랭크 가열 단계를 설명하기 위한 도면이다.
도 7은 핫 스탬핑 부품 제조의 공정 시간 및 온도에 따른 핫 스탬핑 부품 내의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈를 측정한 이미지들이다.
도 8은 도 7의 실시예 및 비교예의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈를 도식화한 그래프이다.
도 9는 실시예 및 비교예 각각에 대한 4점 굴곡 시험의 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.
본 명세서에서 제1, 제2 등의 용어는 한정적인 의미가 아니라 하나의 구성 요소를 다른 구성 요소와 구별하는 목적으로 사용되었다.
본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
본 명세서에서 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.
본 명세서에서 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.
본 명세서에서 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.
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.
본 명세서에서 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.
본 명세서에서 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.
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.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면 일부를 확대한 이미지이다.
도 1를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)은 1680Mpa 이상의 인장강도와 950MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다. 베이스 강판 및 베이스 강판의 적어도 일면을 피복하는 도금층을 포함할 수 있다.
도금층은 예컨대, 알루미늄(Al)을 포함할 수 있다. 이 경우 도금층은 베이스 강판(100)의 Fe와 도금층의 Al이 상호 확산되어, 알루미늄-철(Al-Fe) 및 알루미늄-철-실리콘(Al-Fe-Si) 화합물을 포함할 수 있다.
베이스 강판은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 일 실시예로, 베이스 강판은 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, 베이스 강판은 첨가제로서 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다. 다른 실시예로, 베이스 강판은 소정 함량의 칼슘(Ca)을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 베이스 강판의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 핫스탬핑 공정 이후, 베이스 강판의 인장강도 및 항복강도(예컨대, 1,680MPa 이상의 인장강도 및 950MPa 이상의 항복강도)를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 베이스 강판 전체중량에 대하여 0.28wt% 내지 0.50wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.28wt% 미만인 경우, 경질상(마르텐사이트 등) 확보가 어려워 베이스 강판의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.50wt%를 초과하는 경우, 베이스 강판의 취성 발생 또는 굽힘 성능 저감 문제가 야기될 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서 베이스 강판의 강도를 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 베이스 강판 전체중량에 대하여 0.15wt% 내지 0.7wt% 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.15wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 최종 핫스탬핑 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화 발생할 수 있고, 베이스 강판의 균일화 효과가 미미하고 V-벤딩각을 확보할 수 없게 된다. 이와 반대로 실리콘의 함량이 0.7wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하며 열연 붉은형 스케일이 과다해지고 베이스 강판의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 베이스 강판 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 베이스 강판 전체중량에 대하여 0.5wt% 내지 2.0wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.5wt% 미만인 경우, 경화능 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, 베이스 강판의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.03wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.03wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 제조 공정 중 베이스 강판에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 베이스 강판 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 베이스 강판의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 석출경화를 통한 결정립 미세화 및 강도 확보를 가능하게 한다. 이러한 크롬은 베이스 강판 전체중량에 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, 베이스 강판의 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 베이스 강판 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.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 베이스 강판 내에서는 미세석출물들이 포함될 수 있다. 베이스 강판에 포함된 원소들 중 일부를 구성하는 첨가제는 미세석출물들 형성에 기여하는 질화물 또는 탄화물 생성 원소일 수 있다.
첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)은 질화물 또는 탄화물 형태의 미세석출물들을 형성함으로써, 핫 스탬핑, 담금질한 부재의 강도를 확보할 수 있다. 또한, 이들은 Fe-Mn계 복합 산화물에 함유되고, 내지연 파괴 특성 향상에 유효한 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 내지연 파괴성을 개선하는 데 필요한 원소이다.
보다 구체적으로, 티타늄(Ti)은 열간 프레스 열처리 후 석출물 형성에 의한 결정립 미세화 강화 및 재질 상향 목적으로 첨가될 수 있으며, 고온에서 TiC 및/또는 TiN 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여할 수 있다. 이러한 티타늄은 베이스 강판 전체중량에 대하여 0.025 wt% 내지 0.045wt% 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. 반면에, 티타늄의 함량이 0.045wt%를 초과하면, 석출물이 조대화되어 연신율 및 굽힘성 하락이 발생할 수 있다.
니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)은 마르텐사이트 패킷 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 니오븀은 베이스 강판 전체 중량에 대하여 0.045wt% 이하, 예컨대 0.015wt% 내지 0.045wt% 포함될 수 있다. 또한, 몰리브덴은 베이스 강판 전체 중량에 대하여 0.15wt% 이하, 예컨대 0.05wt% 내지 0.15wt% 포함될 수 있다. 니오븀 및 몰리브덴이 상기 범위로 포함 시 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.
본 실시예에 따른 베이스 강판은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 이와 같은 베이스 강판은 핫 스탬핑 가열온도에서 풀 오스테나이트 조직으로 존재하고, 이후 냉각 시 마르텐사이트 조직으로 변태될 수 있다. 마르텐사이트 상은 냉각 중 마르텐사이트 변태의 개시 온도(Ms) 아래에서 오스테나이트γ의 무확산 변태 결과이다.
핫 스탬핑 부품(100)은 미세 조직으로서 초기 오스테나이트 결정립(prior austenite grain, PAG)을 포함할 수 있다. 일 실시예로, 베이스 강판은 면적분율로 95% 이상의 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 초기 오스테나이트 결정립은 대체로 마르텐사이트 상 내에 분포할 수 있다.
한편, 핫 스탬핑 부품(100)이 틈새 부식(crevice corrosion)과 같은 부식 환경에 노출될 경우, 부식 반응 중 발생한 수소(H)가 인장 응력에 파단된 표면에서부터 결정립계(grain boundary)를 따라 크랙이 전파되는 수소 유인 응력부식균열(Hydrogen Induced Stress Corrosion Cracking)이 발생할 수 있다. 이러한 수소 유인 응력부식균열에 대한 저항성은 초기 오스테나이트 결정립의 크기를 제어하는 것에 의해 향상될 수 있다.
이에 본 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)에 있어서 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈는 25㎛ 이하, 보다 구체적으로는 5㎛ 이상 25㎛ 이하일 수 있다. 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈가 5㎛ 이상 25㎛ 이하로 형성될 경우, 동일한 응력 및 부식 환경에서 수소 유인 응력부식균열에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다. 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈를 5㎛ 미만으로 형성하는 것은 핫 스탬핑 공정 상 실질적으로 불가하고, 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈가 25㎛를 초과하여 조대화될 경우 수소가 침투하기 용이하고 결정립계를 따라 이동하는 확산성 수소가 증가하여 수소 이동 경로를 따라 크랙이 전파되기 쉽기 때문이다. 또한, 결정립계를 따라 존재하는 수소의 밀도가 높아져 수소에 의한 지연파단이 일어날 확률이 높아질 수 있다.
초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈는 핫 스탬핑 공정 시간 및 온도를 조절함에 따라 제어할 수 있다. 일 실시예로, 핫 스탬핑 공정은 다단 가열에 의해 수행되며, 핫 스탬핑 공정 시 가열로의 온도 범위는 680℃ 내지 1,000℃일 수 있다. 또한, 일 실시예로, 핫 스탬핑 공정 시 가열로에서의 총 체류 시간은 100초 내지 900초일 수 있다. 상기 조건 하에서 핫 스탬핑 공정을 진행할 시, 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈를 25㎛ 이하, 보다 구체적으로는 5㎛ 이상 25㎛ 이하로 형성하는 것이 가능하다. 이와 관련된 핫 스탬핑 공정에 대해서는 도 5 및 도 6의 설명을 통해 자세히 후술한다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품을 전자후방산란회절(EBSD, Electron Back Scattered Diffraction) 분석한 이미지이고, 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면 일부를 확대한 이미지이고, 도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 미세조직이 특수 결정립계를 이루는 상태를 도시한 도면이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 마르텐사이트 상은 복수의 특징적인 미세조직 단위를 포함한다. 예컨대, 마르텐사이트 상 내의 미세조직은 초기 오스테나이트 결정립(prior austenite grain), 패킷(packet), 래스(lath)가 계층적으로 겹치는 미세하고 복잡한 형태를 가질 수 있다. 여기서, 래스는 특정한 방향으로 평행하게 배향된 로드(rod) 형태를 갖고, 패킷은 래스 집단으로 이루어지는 영역으로 정의될 수 있다. 패킷 및 래스는 초기 오스테나이트 결정립내에 포함될 수 있다.
핫 스탬핑 부품(100) 내의 미세조직은 미세조직 간의 계면을 형성하는 결정립계(grain boundary)를 형성한다. 여기서 결정립계(또는 입계)라고 함은 다른 방향의 배열을 갖는 2개 이상의 미세조직이 맞닿는 원자밀도가 낮은 경계를 의미할 수 있다. 본 발명에서 결정립계는 초기 오스테나이트 결정립 간 계면, 패킷 간 계면 및 래스 간 계면을 의미하는 것일 수 있다.
본 실시예에서 핫 스탬핑 부품(100) 내의 미세조직의 결정립계는 결정립각이 작은 저경각 결정립계 및 결정립각이 상대적으로 큰 고경각 결정립계를 포함할 수 있다. 저경각 결정립계는 계면을 기준으로 두 개의 미세조직이 맞닿아 이루는 각이 0도 이상 15도 이하인 결정립계를 의미하고, 고경각 결정립계는 계면을 기준으로 두 개의 미세조직이 맞닿아 이루는 각이 15도 초과 180도 이하인 결정립계를 의미할 수 있다.
도 2를 참조하면, 저경각 결정립계 및 고경각 결정립계는 전자후방산란회절(EBSD) 분석을 통해 측정할 수 있다. 도 2에서는 적색 및 녹색 라인이 결정립각이 15도 이하인 저경각 결정립계를 나타내고, 청색의 라인이 결정립각이 15도를 초과 180도 이하인 고경각 결정립계는 나타낸다.
일 실시예로, 핫 스탬핑 부품(100)은 결정립각이 0도 이상 15도 이하인 저경각 결정립계를 분율로 20% 이상 포함하고, 결정립각이 15도를 초과 180도 이하인 고경각 결정립계를 분율로 80% 이하로 포함할 수 있다. 결정립각이 큰 것은 결정립계의 에너지가 높은 것을 의미하고, 반대로 결정립각이 낮다는 것은 결정립계의 에너지가 낮은 것을 의미한다. 에너지가 높은 결정립계는 확산, 상변태, 석출 등의 고상반응의 핵 생성 위치로 작용하므로, 결정립계의 에너지가 높을수록 강판 내에서 수소가 확산성 수소 활성화되기 쉽고, 이러한 확산성 수소는 응력부식균열에 취약하여 크랙의 전파를 확산시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)에서는 상대적으로 에너지가 낮은 저경각 결정립계를 분율로 20% 이상 확보함에 따라, 수소 확산 경로를 저감시켜 크랙 전파를 효과적으로 방지할 수 있다.
일 실시예로, 핫 스탬핑 부품(100)은 결정립각이 15도 초과 180도 이하인 고경각 결정립계를 분율로 80% 이하로 포함할 수 있다. 이러한 고경각 결정립계는 특수 결정립계(Special grain boundary) 및 랜덤 결정립계(Random grain boundary)를 포함할 수 있다. 랜덤 결정립계는 불규칙한 원자 배열을 갖는 결정립계로서, 결정립계의 에너지가 높아 비교적 불안정한 계면이다. 핫 스탬핑 부품(100)에서의 크랙은 대체로 이러한 불안정한 계면을 따라 진행되므로, 따라서 핫 스탬핑 부품(100)의 부식에 의한 파단을 방지하기 위해서는 랜덤 결정립계를 일정 비율 이하로 제어하는 것이 요구된다.
이에 본 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)은 결정립각이 15도 초과 180도 이하인 고경각 결정립계 중 랜덤 결정립계(Random grain boundary)를 분율로 70% 이하 포함할 수 있다. 랜덤 결정립계가 70%이상 분포되면 핫 스탬핑 부품(100) 내의 미세조직 간 계면 에너지가 높아져 수소 확산의 경로 및 크랙 전파 경로로 작용할 수 있다. 따라서, 랜덤 결정립계를 70% 이하로 제어함에 따라 핫 스탬핑 부품(100) 내의 미세조직 간 불안정한 계면을 일정 비율 이하로 낮춰 강판 내에 수소가 확산성 수소로 활성화되는 것을 방지할 수 있다.
또한, 핫 스탬핑 부품(100)은 고경각 결정립계 중 특수 결정립계(Special grain boundary)를 분율로 5% 내지 10% 포함할 수 있다. 도 3은 본 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)의 미세조직 중 래스 구조를 확대하여 나타낸 이미지로서, 특히 A부분에서 특수 결정립계가 나타난 것을 확인할 수 있다.
보다 구체적으로, 특수 결정립계는 쌍정(twinning boundary 또는 Coherent Σ3 boundary)으로 일컬어지는 특수한 구조의 결정립계로서, 미세조직 두 개가 면 또는 축을 사이에 두고 대칭 형태로 붙어있는 현상을 의미한다. 일반적으로 고경각 결정립계는 랜덤하게 생성되나, 어닐링 공정과 같은 열처리 공정을 통한 확산에 의해 일부 구조에서 규칙적인 원자 배열이 나타날 수 있다. 이러한 대칭 형상과 같은 원자 배열의 규칙성에 의해 쌍정 계면은 정합 상태에 놓이게 된다. 이는 확산성 수소의 안정한 수소 트랩 사이트로서 기능하여 크랙 전파에 효과적으로 안정한 사이트로 작용함으로써 취화 메커니즘을 효과적으로 저감시키는 것이 가능하다.
도 4는 특수 결정립계의 입자 간 배열을 도시한다. 도 4에서는 입계(GB)를 중심으로 맞닿은 제1 결정립(G1)과 제2 결정립(G2)의 원자 배열을 나타내었다. 이때, 제1 결정립(G1)과 제2 결정립(G2)이 이루는 입계(GB)는 래스-래스 간의 계면일 수도 있고, 래스-패킷 간의 계면일 수도 있으며, 패킷-패킷 간의 계면일 수도 있다. 제1 결정립(G1)을 이루는 원자와 제2 결정립(G2)을 이루는 원자는 도 4에 도시된 것과 같이 정합계면을 이루며 대칭적으로 형성될 수 있다. 제1 결정립(G1)과 제2 결정립(G2)의 원자 배열에 따른 결정립각은 둔각을 이루는 고경각 결정립계로 분류될 수 있으나, 입계(GB)의 에너지는 랜덤 결정립계와는 달리 현저히 낮게 형성될 수 있다. 이는 특수 결정립계의 원자들은 입계(GB)를 따라 안정적인 배열을 갖도록 구비되기 때문이다. 따라서, 이러한 특수 결정립계는 낮은 에너지를 가져 확산성 수소의 트랩 사이트로 작용하여 수소의 이동을 감소시킴으로써 크랙 전파를 방지할 수 있다. 일 예로, 이러한 특수 결정립계는 래스-래스, 래스-패킷 또는 패킷-패킷 간의 계면에서 약 90% 이상 분포될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(100)은 특수 결정립계를 분율로 5% 내지 10% 포함함으로써, 수소유기 응력부식균열 시 유입된 수소가 특수 결정립계 내에 트랩되도록 함으로써 수소 포획 효과를 높여 확산성 수소의 이동을 효과적으로 차단할 수 있다. 또한, 핫 스탬핑 부품(100) 내의 고경각 결정립계 중 특수 결정립계의 분율을 5% 내지 10%으로 구비함으로써 높은 에너지 계면을 갖는 랜덤 결정립계의 분율을 상대적으로 감소시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법에서는 핫 스탬핑을 위한 가열 시 가열로 내에서 다단 가열 방식을 채용한다. 이하에서는 도 5 및 도 6을 참조하여 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이고, 도 6은 도 5의 블랭크 가열 단계를 설명하기 위한 도면이다.
도 5를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법은 블랭크 투입 단계(S110), 다단 가열 단계(S120) 및 균열 가열 단계(S130)를 포함할 수 있고, 균열 가열 단계(S130) 이후에, 이송 단계(S140), 형성 단계(S150) 및 냉각 단계(S160)를 더 포함할 수 있다.
먼저, 블랭크 투입 단계(S110)는 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수의 구간을 구비한 가열로 내로 블랭크를 투입하는 단계일 수 있다.
가열로 내로 투입되는 블랭크는 핫 스탬핑 부품 형성을 위한 판재를 재단하여 형성된 것일 수 있다. 상기 판재는 강 슬라브에 열간압연 또는 냉간압연을 수행한 후 소둔 열처리하는 과정을 통해 제조될 수 있다. 또한, 상기 소둔 열처리 이후에, 상기 소둔 열처리된 판재의 적어도 일면에 도금층을 형성할 수 있다.
가열로 전체 온도는 680℃ 내지 1000℃ 일 수 있다. 구체적으로, 다단 가열 단계(S210) 및 균열 가열 단계(S220)가 수행되는 가열로 전체 온도는 680℃ 내지 1000℃ 일 수 있다. 이때, 다단 가열 단계(S210)가 수행되는 가열로의 온도는 680℃ 내지 Ac3 일 수 있고, 균열 가열 단계(S220)가 수행되는 가열로의 온도는 Ac3 내지 1000℃일 수 있다.
가열로 내로 투입된 블랭크는 롤러에 실장된 후 이송 방향을 따라 이송될 수 있다.
블랭크 투입 단계(S110) 이후에, 다단 가열 단계(S120)가 이루어질 수 있다. 다단 가열 단계(S120)는 블랭크가 가열로 내에 구비된 복수의 구간을 통과하며 단계적으로 가열되는 단계일 수 있다. 다단 가열 단계(S120)에 있어서, 일 실시예에 따른 가열로는 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수의 구간을 구비할 수 있다. 보다 구체적으로, 도 6에 도시된 것과 같이, 가열로는 제1 온도 범위(T1)를 가지는 제1 구간(P1), 제2 온도 범위(T2)를 가지는 제2 구간(P2), 제3 온도 범위(T3)를 가지는 제3 구간(P3), 제4 온도 범위(T4)를 가지는 제4 구간(P4), 제5 온도 범위(T5)를 가지는 제5 구간(P5), 제6 온도 범위(T6)를 가지는 제6 구간(P6), 및 제7 온도 범위(T7)를 가지는 제7 구간(P7)을 구비할 수 있다.
제1 구간(P1) 내지 제7 구간(P7)은 차례대로 가열로 내에 배치될 수 있다. 제1 온도 범위(T1)를 가지는 제1 구간(P1)은 블랭크가 투입되는 가열로의 입구와 인접하고, 제7 온도 범위(T7)를 가지는 제7 구간(P7)은 블랭크가 배출되는 가열로의 출구와 인접할 수 있다. 따라서, 제1 온도 범위(T1)를 가지는 제1 구간(P1)이 가열로의 첫 번째 구간일 수 있고, 제7 온도 범위(T7)를 가지는 제7 구간(P7)이 가열로의 마지막 구간일 수 있다. 후술할 바와 같이, 가열로의 복수의 구간들 중 제5 구간(P5), 제6 구간(P6), 및 제7 구간(P7)은 다단 가열이 수행되는 구간이 아닌 균열 가열이 수행되는 구간일 수 있다.
가열로 내에 구비된 복수의 구간의 온도, 예컨대 제1 구간(P1) 내지 제7 구간(P7)의 온도는 블랭크가 투입되는 가열로의 입구로부터 블랭크가 취출되는 가열로의 출구 방향으로 증가할 수 있다. 다만, 제5 구간(P5) 내지 제7 구간(P7)의 온도는 동일할 수도 있다. 또한, 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 서로 인접한 두 개의 구간들 간의 온도 차는 0℃ 보다 크고 100℃ 이하일 수 있다. 예를 들어, 제1 구간(P1)과 제2 구간(P2)의 온도 차는 0℃ 보다 크고 100℃ 이하일 수 있다.
일 실시예에서, 제1 구간(P1)의 제1 온도 범위(T1)는 680℃ 내지 850℃일 수 있다. 제2 구간(P2)의 제2 온도 범위(T2)는 700℃ 내지 900℃일 수 있다. 제3 구간(P3)의 제3 온도 범위(T3)는 750℃ 내지 930℃일 수 있다. 제4 구간(P4)의 제4 온도 범위(T4)는 800℃ 내지 950℃일 수 있다. 제5 구간(P5)의 제5 온도 범위(T5)는 Ac3 내지 1000℃일 수 있다. 바람직하게는, 제5 구간(P5)의 제5 온도 범위(T5)는 830℃ 이상 1000℃이하일 수 있다. 제6 구간(P6)의 제6 온도 범위(T6), 및 제7 구간(P7)의 제7 온도 범위(T7)는 제5 구간(P5)의 제5 온도 범위(T5)와 동일할 수 있다.
다단 가열 단계(S120) 이후에 균열 가열 단계(S130)가 이루어질 수 있다. 균열 가열 단계(S130)는 가열로에 구비된 복수의 구간들 중 마지막 구간에서, 블랭크를 Ac3 이상의 온도로 균열 가열하는 단계일 수 있다.
균열 가열 단계(S130)는 가열로의 복수의 구간 중 마지막 부분에서 이루어질 수 있다. 일 예로, 균열 가열 단계(S130)는 가열로의 제5 구간(P5), 제6 구간(P6), 및 제7 구간(P7)에서 이루어질 수 있다. 가열로 내에 복수의 구간이 구비되는 경우, 하나의 구간의 길이가 길면 상기 구간 내에서 온도 변화가 생기는 등의 문제점이 존재할 수 있다. 따라서, 균열 가열 단계(S130)가 수행되는 구간은 제5 구간(P5), 제6 구간(P6), 및 제7 구간(P7)으로 구분되되, 상기 제5 구간(P5), 제6 구간(P6), 및 상기 제7 구간(P7)은 가열로 내에서 동일한 온도 범위를 가질 수 있다.
균열 가열 단계(S130)에서는 다단 가열된 블랭크를 Ac3 내지 1,000℃의 온도에서 균열 가열할 수 있다. 바람직하게는 균열 가열 단계(S130)에서는 다단 가열된 블랭크를 830℃ 내지 1,000℃의 온도에서 균열 가열할 수 있다. 1,000℃를 초과하는 분위기에서는 강 내의 이로운 탄화물들이 모재로 용해되어 결정립 미세화 효과가 상실될 위험이 존재할 수 있다.
일 실시예에서, 가열 단계(S200)가 다단 가열 단계(S210) 및 균열 가열 단계(S220)로 구비됨으로써, 가열로의 온도를 단계적으로 설정할 수 있어 가열로의 에너지 효율을 향상시킬 수 있다.
일 실시예로, 가열로는 블랭크의 이송 경로를 따라 20m 내지 40m의 길이를 가질 수 있다. 가열로는 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수의 구간을 구비할 수 있고 복수의 구간 중 블랭크를 다단 가열하는 구간의 길이(D1)와 복수의 구간 중 블랭크를 균열 가열하는 구간의 길이(D2)의 비는 1:1 내지 4:1을 만족할 수 있다. 다시 말해, 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 균일 가열 구간의 길이(D2)는 가열로의 총 길이(D1+D2)의 20% 내지 50%의 길이를 가질 수 있다.
예컨대, 복수의 구간 중 블랭크를 균열 가열하는 구간은 가열로의 마지막 부분(예를 들어, 제5 구간(P5), 제6 구간(P6), 및 제7 구간(P7))일 수 있다. 블랭크를 균열 가열하는 구간의 길이가 증가하여 블랭크를 다단 가열하는 구간의 길이(D1)와 블랭크를 균열 가열하는 구간의 길이(D2)의 비가 1:1을 초과할 경우, 균열 가열 구간에서 블랭크 내로 수소 침투량이 증가하여 지연파단이 증가할 수 있다. 또한, 블랭크를 균열 가열하는 구간의 길이가 감소하여 블랭크를 다단 가열하는 구간의 길이(D1)와 블랭크를 균열 가열하는 구간의 길이(D2)의 비가 4:1 미만인 경우, 균열 가열 구간(시간)이 충분히 확보되지 않아 핫 스탬핑 부품의 제조 공정에 의해 제조된 부품의 강도가 불균일할 수 있다.
일 실시예로, 다단 가열 단계(S120) 및 균열 가열 단계(S130)에 있어서, 블랭크는 약 6℃/s 내지 12℃/s 승온 속도를 가질 수 있으며, 균열 시간은 약 3분 내지 6분일 수 있다. 보다 구체적으로, 블랭크의 두께가 약 1.6mm 내지 2.3mm 인 경우, 승온 속도는 약 6℃/s 내지 9℃/s이고, 균열 시간은 약 3 내지 4분일 수 있다. 또한, 블랭크의 두께가 약 1.0mm 내지 1.6mm 인 경우 승온 속도는 약 9℃/s 내지 12℃/s이고, 균열 시간은 약 4분 내지 6분 일 수 있다.
한편, 균열 가열 단계(S130) 이후에 이송 단계(S140), 형성 단계(S150) 및 냉각 단계(S160)가 더 수행될 수 있다.
이송 단계(S140)는 균열 가열된 블랭크를 가열로로부터 프레스 금형으로 이송하는 단계일 수 있다. 균열 가열된 블랭크를 가열로로부터 프레스 금형으로 이송하는 단계에 있어서, 균열 가열된 블랭크는 5초 내지 20초 동안 공랭될 수 있다.
형성 단계(S150)는 이송된 블랭크를 핫 스탬핑하여 성형체를 형성하는 단계일 수 있다. 냉각 단계(S160)는 형성된 성형체를 냉각하는 단계일 수 있다.
프레스 금형에서 최종 부품형상으로 성형됨과 동시에 성형체를 냉각하여 최종 제품이 형성될 수 있다. 프레스 금형에는 내부에 냉매가 순환하는 냉각 채널이 구비될 수 있다. 프레스 금형에 구비된 냉각 채널을 통하여 공급되는 냉매에 순환에 의해 가열된 블랭크를 급냉시킬 수 있게 된다. 이때, 판재의 스프링 백(spring back) 현상을 방지함과 더불어 원하는 형상을 유지하기 위해서는 프레스 금형을 닫은 상태에서 가압하면서 급랭을 실시할 수 있다. 가열된 블랭크를 성형 및 냉각 조작을 함에 있어, 마르텐사이트 종료 온도까지 평균냉각속도를 최소 10℃/s 이상으로 냉각할 수 있다. 블랭크는 프레스 금형 내에서 3 ~ 20초간 유지될 수 있다. 프레스 금형 내 유지 시간이 3초 미만일 경우, 소재의 충분한 냉각이 이뤄지지 않아 제품의 잔존 열과 부위별 온도편차에 의해 열 변형이 발생하여 치수 품질이 저하될 수 있다. 또한, 프레스 금형 내 유지 시간이 20초를 초과하는 경우, 프레스 금형 내 유지 시간이 길어져 생산성이 저하될 수 있다.
일 실시예로, 상술한 핫 스탬핑 부품의 제조 방법에 의해 제조된 핫 스탬핑 부품은 1,680 MPa 이상의 인장강도, 바람직하게는 1,680MPa 이상 2,000MPa 이하의 인장강도를 가질 수 있고, 95% 이상의 면적분율로 마르텐사이트의 조직을 포함할 수 있다. 또한, 상술한 핫 스탬핑 부품의 제조 방법에 의해 제조된 핫 스탬핑 부품은 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈가 5㎛ 이상 25㎛ 이하로 형성되고, 저경각 결정립계 분율이 20% 이상이며, 고경각 결정립계 중 특수 결정립계의 분율이 5% 내지 10%로 구비될 수 있다. 핫 스탬핑 부품이 상술한 범위를 만족할 경우 수소유기 응력부식균열에 대한 저항성을 충분히 확보할 수 있다.
이하에서는, 실시예 및 비교예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 그러나, 하기의 실시예는 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 범위가 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다. 하기의 실시예는 본 발명의 범위 내에서 동일 기술 분야의 통상의 실시자에 의해 적절히 수정, 변경될 수 있다.
<핫 스탬핑 부품의 제조>
본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품은 [표 1]의 성분계를 갖는 베이스 강판을 포함할 수 있다. 베이스 강판 상에는 용융도금에 의한 도금층이 형성될 수 있다. 도금층은 Al-Si-Fe를 포함할 수 있다. [표 1]의 성분계를 갖는 핫 스탬핑 부품의 경우 인강강도 1680MPa 이상, 항복강도 950MPa 이상일 수 있다.
성분(wt%)
C Si Mn P S Cr B N Ti
0.28~0.35 0.15~0.50 0.8~1.6 0.018이하 0.005이하 0.10~0.30 0.0015
~0.0050		 0.005이하 0.025~0.045
<핫 스탬핑 부품의 응력부식균열 파단 실험>
하기의 표 2와 같이 실시예들 및 비교예들 별로 초기 오스테나이트 평균 사이즈, 저경각 결정립계 분율, 및 특수 결정립계 분율을 각각 측정하였다. 또한, 해당 실시예들 및 비교예들에 따른 응력부식균열 파단 결과를 측정하였다.
응력부식균열(SCC, Stress corrosion cracking) 특성 평가 방법은 4점 굴곡 시험(4-point bending test)에 의해 굽힘 응력(100% 항복강도)이 적용된 시편을 복합 부식 시험에 노출시키는 방식으로 측정되었다.
복합 부식 시험(CCT, Cyclic corrosion test)은 자연상태에서의 부식상황에서 발견되는 물질의 변이 상태를 알아보기 위한 실험으로 습윤, 산성 분위기를 임의로 조성하여 강재들에 대한 수소유기균열을 측정하는 것이다. 보다 구체적으로, 온도 40℃, 습도 95%RH 조건 하에서 약 5시간 동안 염수에 침지하고(1단계), 그 후 약 2시간 동안 온도 70℃, 습도 30%RH 조건 하에서 강제 건조한 후(2단계), 온도 50℃, 습도 95%RH 조건의 습윤 환경에 약 3시간 노출시키고(3단계), 끝으로 온도 60℃, 습도 30%RH 하에서 약 2시간 동안 강제 건조(4단계)를 하는 것을 1사이클로 하여 60사이클(720시간) 동안 수행하였다.
구분 초기 오스테나이트
평균 사이즈(㎛)		 저경각 걸정립계 분율(Vol.%) 특수 결정립계 분율(Vol.%) 응력부식균열 파단 결과
실시예1 13 35 8.2 미파단
실시예2 15 31 7.1 미파단
실시예3 18 28 6.5 미파단
실시예4 21 21.3 8.0 미파단
실시예5 25 20.8 9.1 미파단
실시예6 24 20.9 5.9 미파단
비교예1 34 15 1.5 파단
비교예2 27 19 1.1 파단
비교예3 39 14 2.0 파단
[표 2]에 개시된 것과 같이, 실시예1 내지 실시예6의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈가 5㎛ 이상 25㎛ 이하로 형성되고, 저경각 결정립계 분율이 20% 이상이며, 고경각 결정립계 중 특수 결정립계의 분율이 5% 내지 10%으로 측정되었다. 반면, 비교예1 내지 비교예3의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈, 저경각 결정립계 분율 및 고경각 결정립계 중 특수 결정립계의 분율이 상기 범위를 모두 벗어난 것을 알 수 있다. 그 결과, 상술한 범위를 만족하는 실시예1 내지 실시예6은 응력부식균열 평가 시 미파단된 반면, 상술한 범위를 벗어난 비교예1 내지 비교예3은 응력부식균열 평가 시 파단되었음을 알 수 있다.
상기 실험 결과에 따라, 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈가 25㎛ 이하, 보다 구체적으로는 5㎛ 이상 25㎛ 이하로 형성되고, 저경각 결정립계 분율이 20% 이상이며, 고경각 결정립계 중 특수 결정립계의 분율이 5% 내지 10%인 본 발명의 핫 스탬핑 부품의 경우 동일한 응력 및 부식 환경에서 수소 확산에 의한 응력부식균열에 저항성이 향상된 것을 확인할 수 있다.
도 7은 가열로 내의 총 체류 시간 및 가열로 내의 최종 온도에 따른 핫 스탬핑 부품 내의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈를 측정한 이미지들이고, 도 8은 도 7의 실시예 및 비교예의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈를 도식화한 그래프이고, 도 9는 실시예 및 비교예 각각에 대한 4점 굴곡 시험의 결과를 도시하는 이미지들이다.
도 7 및 도 8을 참조하면, 가열로 내의 최종 온도를 870℃, 900℃, 930℃ 및 950℃ 로 각각 설정하고, 각 온도 별로 가열로 내의 체류 시간을 5분, 10분 및 20분으로 제어하였다. 이를 통해, 가열로 내의 총 체류 시간 및 가열로 내의 최종 온도에 따라 핫 스탬핑 부품 내의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈가 달라지는 것을 확인할 수 있다. 즉, 핫 스탬핑 부품 내의 초기 오스테나이트 결정립 사이즈는 핫 스탬핑 공정 시 가열로 내의 총 체류 시간 및 가열로 내의 최종 온도를 설정하는 것에 의해 제어할 수 있다.
구체적으로, 최종 온도 870℃에서 각각 5분, 10분, 20분 체류한 시편 (a1), (a2), (a3)의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈는 9.66㎛, 11.32㎛, 14.32㎛이고, 최종 온도 900℃에서 각각 5분, 10분, 20분 체류한 시편 (b1), (b2), (b3)의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈는 12.87㎛, 16.62㎛, 28.12㎛이고, 최종 온도 930℃에서 각각 5분, 10분, 20분 체류한 시편 (c1), (c2), (c3)의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈는 20.63㎛, 23.71㎛, 31.42㎛이고, 최종 온도 950℃에서 각각 5분, 10분, 20분 체류한 시편 (d1), (d2), (d3)의 경우 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈는 25.88㎛, 29.02㎛, 31.42㎛으로 측정되었다. 이를 통해 알 수 있듯이, 핫 스탬핑 공정에서 열처리 온도 및 시간이 증가할수록 초기 오스테나이트 결정립 사이즈가 조대화되는 것을 확인할 수 있으며, 특히 930℃을 초과하는 온도에서 초기 오스테나이트 결정립 사이즈의 조대화가 심화되는 경향을 확인할 수 있다.
그 결과, 도 9에 도시된 것과 같이, 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈가 25㎛ 이내로 형성된 시편 (a1), (a2), (b1), (b2), (c1) 및 (c2)의 경우 4점 굴곡 시험 시 파단이 일어나지 않은 반면, 초기 오스테나이트 결정립 평균 사이즈가 25㎛ 를 초과하는 시편 (d1) 및 (d2)의 경우 4점 굴곡 시험 시 파단이 일어났음을 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 것 이다.

Claims (7)

  1. 인장강도가 1680Mpa 이상인 핫 스탬핑 부품에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품은 초기 오스테나이트 결정립(PAG, prior austenite grain)을 포함하는 미세조직을 구비하고,
    상기 초기 오스테나이트 결정립의 평균 입경은 25㎛ 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 계면을 형성하는 결정립계(grain boundary)로서, 결정립각이 0도 이상 15도 이하인 저경각 결정립계 및 결정립각이 15도 초과 180도 이하인 고각결 정립계를 포함하고,
    상기 저경각 결정립계의 분율은 20% 이상인, 핫 스탬핑 부품.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 고경각 결정립계는 규칙적인 원자 배열을 갖는 특수 결정립계 및 불규칙적인 원자 배열을 갖는 랜덤 결정립계를 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 특수 결정립계의 분율은 5% 이상 10% 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 랜덤 결정립계의 분율은 70% 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품 내에서 95% 이상의 면적분율을 갖는 마르텐사이트상을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품은 베이스 강판을 포함하고,
    상기 베이스 강판은, 상기 베이스 강판 전체 중량에 대하여 탄소(C): 0.28 중량% 내지 0.50 중량%, 실리콘(Si): 0.15 중량% 내지 0.7 중량%, 망간(Mn): 0.5 중량% 내지 2.0 중량%, 인(P): 0.03중량% 이하, 황(S): 0.01 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1 중량% 내지 0.6 중량%, 붕소(B): 0.001 중량% 내지 0.005 중량%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나 이상, 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
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