WO2024048860A1 - 핫 스탬핑 부품 - Google Patents

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WO2024048860A1
WO2024048860A1 PCT/KR2022/020263 KR2022020263W WO2024048860A1 WO 2024048860 A1 WO2024048860 A1 WO 2024048860A1 KR 2022020263 W KR2022020263 W KR 2022020263W WO 2024048860 A1 WO2024048860 A1 WO 2024048860A1
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hot stamping
less
heating
temperature
stamping part
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PCT/KR2022/020263
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강석현
유병길
김제우수
한성경
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현대제철 주식회사
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    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to hot stamping parts.
  • High-strength steel is used in automobile parts for weight reduction and stability.
  • high-strength steel can secure high strength-to-weight characteristics, but as strength increases, press formability and bendability deteriorate, resulting in fracture of the material during processing or a spring back phenomenon, resulting in products with complex and precise shapes. There are difficulties in forming.
  • the hot stamping method is a forming technology that manufactures high-strength parts by heating a steel sheet for hot stamping to a high temperature and rapidly cooling it simultaneously with forming in a press mold.
  • the hot stamping process generally consists of heating/forming/cooling/trimming, and can take advantage of the phase transformation and microstructure of the material during the process.
  • the heating process in the hot stamping process is a process in which the blank is heated in a heating furnace
  • the cooling process in the hot stamping process is a process in which the hot stamped molded body is cooled in the mold. Additionally, the blank heated through the heating process may be exposed to room temperature and air-cooled while being introduced from the heating furnace into the mold.
  • Korean Patent Registration No. 10-2070579 (title of invention: hot stamping method).
  • Embodiments of the present invention seek to provide hot stamping parts with excellent mechanical properties such as high strength and high toughness by controlling the uniformity of the nano-indentation hardness of the martensitic structure.
  • these tasks are illustrative and do not limit the scope of the present invention.
  • S Sulfur
  • Chromium Chromium
  • Al Aluminum
  • Ti Titanium
  • Niobium Nb
  • Mo molybdenum
  • B boron
  • N nitrogen
  • N 0.005wt% or less
  • remainder containing iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the base steel plate includes a martensitic structure
  • the nano-indentation hardness of the martensitic structure is 3.0 GPa or more and 5.0 GPa or less
  • the standard deviation of the nano-indentation hardness is 0.8 GPa or less
  • hot stamping parts by controlling the uniformity of the nano-indentation hardness of the martensite structure, hot stamping parts can secure excellent mechanical properties of high strength and high toughness.
  • the scope of the present invention is not limited by this effect.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically showing a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a flowchart specifically showing the heating step of the method for manufacturing hot stamping parts according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 is a diagram illustrating a heating furnace having a plurality of sections in the heating step of the method for manufacturing hot stamping parts according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a diagram showing the temperature increase rate change rate of a plurality of sections according to heating time in the method of manufacturing hot stamping parts according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 5 is a diagram showing heating time according to material thickness and heating time according to heating temperature.
  • Figure 6 is a flowchart specifically showing a method of manufacturing a blank for manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 7 is a cross-sectional view schematically showing a portion of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 8 is a micrograph showing a cross-section of a base steel plate of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 9 is a micrograph showing a cross-section of a base steel plate of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 10 is a micrograph showing a cross section of a base steel plate of a hot stamping part according to a comparative example.
  • the bending angle of the hot stamping part may be 70° or more and 85° or less.
  • the coefficient of variation when the standard deviation of the nano-indentation hardness divided by the average of the nano-indentation hardness is referred to as the coefficient of variation, the coefficient of variation may be 0.2 or less.
  • the standard deviation of the carbon (C) content of the martensite structure may be less than 0.04 wt%.
  • the hot stamping part further includes fine precipitates distributed in the base steel sheet, and the fine precipitates include at least one carbide of titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo). can do.
  • the number of fine precipitates distributed per unit area may be 9,000 or more and 30,000 or less.
  • the average diameter of the fine precipitates may be 0.003 ⁇ m or more and 0.006 ⁇ m or less.
  • the tensile strength of the hot stamping part may be 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less.
  • the yield strength of the hot stamping part may be 950 MPa or more and 1,200 MPa or less.
  • the elongation of the hot stamping part may be 6% or more.
  • the martensite structure may include a plurality of lath structures.
  • the hot stamping part may further include a plating layer disposed on the base steel sheet.
  • first and second are used not in a limiting sense but for the purpose of distinguishing one component from another component.
  • a and/or B refers to A, B, or A and B. Additionally, in this specification, “at least one of A and B” refers to the case of A, B, or A and B.
  • “on a plane” means when the target part is viewed from above, and “on a cross-section” means when a cross section of the target part is cut vertically and viewed from the side.
  • “overlapping” when referring to “overlapping”, this includes “in-plane” and “in-cross-section” overlapping.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically showing a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 2 is a detailed diagram showing the heating step of the method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention. This is a flowchart.
  • a method of manufacturing hot stamping parts will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • the method of manufacturing a hot stamping part includes a blank input step (S100), a heating step (S200), a transfer step (S300), a forming step (S400), and a cooling step (S500). It can be included.
  • the method of manufacturing a hot stamping part of the present invention may further include a blank preparation step (S1).
  • the blank preparation step (S1) refers to the step of manufacturing a hot stamping blank (hereinafter, may be simply referred to as 'blank') for manufacturing hot stamping parts according to an embodiment of the present invention. will be explained in detail through FIG. 6 described later.
  • the blank input step (S100) may be a step of inputting a blank into a heating furnace having a plurality of sections with different temperature increase rate ranges.
  • the blank may be provided with a plating layer formed on at least one side of the base steel sheet.
  • the base steel sheet is a base steel sheet and may be a steel sheet manufactured by performing a hot rolling process and/or a cold rolling process on a steel slab cast to contain a predetermined content of a predetermined alloy element.
  • the blank input into the heating furnace may be mounted on a roller and then transported along the transport direction.
  • a heating step (S200) may be performed.
  • the heating step (S200) may include a multi-stage heating step (S210) and a crack heating step (S220). Therefore, after the blank input step (S100), the multi-stage heating step (S210) and the crack heating step (S220) may be performed.
  • the multi-stage heating step (S210) and the crack heating step (S220) may be steps in which the blank is heated while passing through a plurality of sections provided in the heating furnace.
  • the overall temperature of the furnace may be 680°C to 1000°C.
  • the overall temperature of the heating furnace where the multi-stage heating step (S210) and the crack heating step (S220) are performed may be 680°C to 1000°C.
  • the temperature of the heating furnace where the multi-stage heating step (S210) is performed may be from 680°C to Ac3
  • the temperature of the heating furnace where the crack heating step (S220) is performed may be from Ac3 to 1000°C.
  • the temperature of the blank may be increased step by step as it passes through a plurality of sections provided in the heating furnace.
  • the plurality of sections provided in the heating furnace there may be a plurality of sections in which the multi-stage heating step (S210) is performed, and each section may be raised in the direction from the entrance of the heating furnace where the blank is input to the exit of the heating furnace from which the blank is taken out.
  • the temperature is set so that the blank can be heated in stages.
  • a crack heating step (S220) may be performed after the multi-stage heating step (S210).
  • the multi-stage heated blank may be heat treated while passing through a section of the heating furnace set to a temperature of Ac3 to 1000°C.
  • the multi-stage heated blank may be crack heated at a temperature of 830°C to 1000°C.
  • FIG. 3 is a diagram illustrating a heating furnace having a plurality of sections in the heating step of a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment.
  • the heating furnace may include a plurality of sections (P1, P2, P3, and P4) having different temperature ranges. More specifically, the heating furnace has a first heating section (P1) having a first temperature range (T1), a second heating section (P2) having a second temperature range (T2), and a third temperature range (T3). It may be provided with a third heating section (P3) and a fourth heating section (P4) having a fourth temperature range (T4). At this time, the third heating section P3 may include two sections having different temperature ranges.
  • the third heating section (P3) is a 3-1 heating section (P3-1) having a 3-1 temperature range (T3-1) and a 3-2 having a 3-2 temperature range (T3-2). It may include a heating section (P3-2).
  • the second heating section P2 may include a plurality of sections having different temperature ranges.
  • the second heating section (P2) is a 2-1 heating section (P2-1) having a 2-1 temperature range (T2-1) and a second heating section (P2-1) having a 2-2 temperature range (T2-2).
  • -2 may include a heating section (P2-2).
  • the second heating section (P2) is a 2-1 heating section (P2-1) having a 2-1 temperature range (T2-1) to a 2-n having a 2-n temperature range (T2-n). It may include a heating section (P2-n). At this time, n may be a natural number of 2 or more.
  • the first heating section P1 may also include a plurality of sections having different temperature ranges.
  • the first heating section (P1) is a 1-1 heating section (P1-1) having a 1-1 temperature range (T1-1) and a 1-1 heating section (P1-1) having a 1-2 temperature range (T1-2). -2 It may include a heating section (P1-2).
  • the first heating section (P1) is a 1-1 heating section (P1-1) having a 1-1 temperature range (T1-1) to a 1-n heating section (P1-1) having a 1-n temperature range (T1-n). It may include a heating section (P1-n). At this time, n may be a natural number of 2 or more.
  • the blank in the multi-stage heating step (S210), is heated in the first heating section (P1), the second heating section (P2), and the 3-1 heating defined in the heating furnace. It may be heated in stages (or multi-stage heated) while passing through the section (P3-1). Additionally, in the crack heating step (S220), the multi-stage heated blank may be crack heated while passing through the 3-2 heating section (P3-2) and the fourth heating section (P4).
  • the first heating section (P1), the second heating section (P2), and the 3-1 heating section (P3-1) correspond to sections in which the blank is heated in multiple stages
  • the 3-2 heating section (P3- 2) and the fourth heating section (P4) correspond to a section in which the blank is cracked and heated.
  • the fourth heating section P4 may include a plurality of sections.
  • the fourth heating section P4 may be provided as a plurality of sections, such as two sections or three sections.
  • the temperature range (or temperature) of the plurality of sections provided in the fourth heating section P4 may be the same.
  • the first heating section (P1) to the fourth heating section (P4) may be sequentially arranged in the heating furnace.
  • the first heating section P1 may be adjacent to the entrance of the heating furnace into which the blank is input, and the fourth heating section P4 may be adjacent to the outlet of the heating furnace into which the blank is discharged. Therefore, the first heating section (P1) having the first temperature range (T1) may be the first section of the heating furnace, and the fourth heating section (P4) having the fourth temperature range (T4) may be the last section of the heating furnace. It may be a section.
  • the 3-2 heating section (P3-2) and the fourth heating section (P4) may be a section in which crack heating is performed rather than a section in which multi-stage heating is performed. .
  • the temperature of a plurality of sections provided in the heating furnace increases in the direction from the entrance of the heating furnace where the blank is input to the outlet of the heating furnace where the blank is taken out. can do.
  • the temperature difference between two adjacent sections among the plurality of sections provided in the heating furnace may be greater than 0°C and less than or equal to 100°C.
  • the temperature difference between the first heating section (P1) and the second heating section (P2) may be greater than 0°C and less than or equal to 100°C.
  • the first temperature range T1 of the first heating section P1 may be 680°C to 870°C.
  • the second temperature range (T2) of the second heating section (P2) may be 700°C to 930°C.
  • the 3-1 temperature range (T3-1) of the 3-1 heating section (P3-1) may be 800°C to 950°C.
  • the 3-2 temperature range (T3-2) of the 3-2 heating section (P3-2) may be AC3 to 1000°C.
  • the fourth temperature range (T4) of the fourth heating section (P4) may be Ac3 to 1,000°C.
  • the fourth temperature range (T4) of the fourth heating section (P4) may be 830°C or more and 1,000°C or less.
  • the 3-2 temperature range (T3-2) of the 3-2 heating section (P3-2) and the fourth temperature range (T4) of the fourth heating section (P4) may be the same.
  • the second heating section (P2) includes the 2-1 heating section (P2-1) and the 2-2 heating section (P2-2) having different temperature ranges described above
  • the 2-1 temperature range (T2-1) may be 700°C to 900°C
  • the 2-2 temperature range (T2-2) of the 2-2 heating section (P2-2) may be 750°C to 930°C. You can.
  • the boundary values represent the heating time (s) as the horizontal axis of the graph.
  • the first boundary value e1 located between the first heating section P1 and the second heating section P2 may be about 30 s to about 50 s, or about 40 s.
  • the second boundary value e2 located between the second heating section P2 and the third heating section P3 may be about 80 s to about 130 s, and may be about 85 s.
  • the third boundary value (e3) located between the 3-1st heating section (P3-1) and the 3-2nd heating section (P3-2) may be about 110s to about 180s, and may be about 120s. .
  • the fourth boundary value e4 located between the 3-2 heating section P3-2 and the fourth heating section P4 may be about 140 s to about 230 s, and may be about 150 s.
  • the 2-1 boundary value (e2') located between the 2-1 heating section (P2-1) and the 2-2 heating section (P2-2) may be about 50 s to about 110 s, and may be about 60 s. You can.
  • the heating furnace according to an embodiment of the present invention is shown as typically having five sections (P1, P2, P3-1, P3-2, P4) having different temperature ranges, but the present invention This is not limited to this. There may be six, seven, or eight sections within the furnace having different temperature ranges.
  • the furnace may have a length of 20 m to 40 m along the transport path of the blank.
  • the heating furnace may be provided with a plurality of sections having different temperature ranges, and the ratio of the length of the section in which the blank is heated in multiple stages among the plurality of sections and the length of the section in which the blank is crack-heated among the plurality of sections is 1:1 to 4. :1 can be satisfied.
  • the length of the section where the blank is crack-heated increases within the heating furnace and the ratio of the length of the section where the blank is multi-stage heated and the length of the section where the blank is crack-heated exceeds 1:1, the amount of hydrogen infiltration into the blank from the crack-heated section As this increases, delayed rupture may increase.
  • the crack heating section (time) is not sufficiently secured.
  • the strength of hot stamping parts manufactured by the hot stamping part manufacturing process may be uneven.
  • the length of the uniform heating section among the plurality of sections provided in the heating furnace may be 20% to 50% of the total length of the heating furnace.
  • Figure 4 is a diagram showing the temperature increase rate change rate of a plurality of sections according to heating time in the method of manufacturing hot stamping parts according to an embodiment of the present invention. At this time, Figure 4 shows a graph of the temperature increase rate (°C/s) of the blank according to the heating time (s).
  • the plurality of sections and boundary values shown in FIG. 4 are the same as those described above in FIG. 3 and the description may be simplified or omitted.
  • the distribution of the temperature increase rate (°C/s) or temperature increase rate change rate (°C/s 2 ) in a plurality of sections where multi-stage heating of the blank is performed is as described later.
  • the “temperature increase rate change rate” refers to the average slope of each section of the graph shown in FIG. 4, and can hereinafter be explained as the “average temperature increase rate change rate.”
  • Figure 4 shows a first temperature increase rate control curve 410 according to an embodiment of the present invention and a second temperature increase rate control curve 420 according to a comparative example.
  • the first heating section (P1) may have a first average temperature increase rate change rate (r1).
  • the second heating section (P2) located after the first heating section (P1) may have a second average temperature increase rate change rate (r2) that is different from the first average temperature increase rate change rate (r1).
  • the third heating section (P3) located after the second heating section (P2) has a third average temperature increase rate change rate (r3) that is different from the first average temperature increase rate change rate (r1) and the second average temperature increase rate change rate (r2). You can have it.
  • the third average temperature increase rate change rate (r3) may include a section that changes from a positive value to a negative value.
  • the fourth heating section (P4) located after the third heating section (P3) includes the first average temperature increase rate change rate (r1), the second average temperature increase rate change rate (r2), and the third average temperature increase rate change rate (r3) It may have a different fourth average temperature increase rate change rate (r4).
  • the first heating section (P1) may be a general temperature increase section, and in the second heating section (P2), the temperature increase rate decreases gently compared to the first heating section (P1) (
  • the third heating section (P3) is a phase transformation section in which the base steel sheet of the blank undergoes phase transformation.
  • the 3-1 heating section (P3-1) has a positive temperature increase rate change rate, and the 3-2 heating section (P3) -2) may have a negative (-) temperature increase rate change rate.
  • the fourth heating section P4 may be a stabilization section in which the blank is cracked and heated to a uniform temperature.
  • the first average temperature increase rate change rate (r1) and the second average temperature increase rate change rate (r2) each have negative values, and the absolute value of the first average temperature increase rate change rate (r1) may be greater than the absolute value of the second average temperature increase rate change rate (r2) (
  • the first average temperature increase rate change rate (r1) may be about -0.5 °C/s 2 or more and 0 or less.
  • the first average temperature increase rate change rate (r1) may be about -0.3 °C/s 2 .
  • the second average temperature increase rate change rate (r2) may be about -0.25 °C/s 2 or more and 0 or less.
  • the second average temperature increase rate change rate (r2) may be about -0.07°C/ s2 .
  • the second average temperature increasing rate change rate ( The change to r2) may be discontinuous.
  • the temperature increase rate (v2) at the first boundary value (e1) defining the temperature increase rate change rate (r2) may have a different value.
  • the final temperature increase rate (v1) of the first average temperature increase rate change rate (r1) and the initial temperature increase rate (v2) of the second average temperature increase rate change rate (r2) may be different values.
  • the average temperature increase rate change rate may change discontinuously between the first heating section (P1) and the second heating section (P2).
  • the necessary energy must be supplied.
  • Fe diffused into the base steel sheet creates an Al-Fe-Si alloy layer over time.
  • the more discontinuous the change in the rate of change in temperature rise near the first boundary value (e1) the more uniform the diffusion to the surface. This allows good weldability to be obtained.
  • the change is continuous, diffusion of Al-Fe-Si occurs quickly and unevenly to the surface, so phases with high welding resistance exist on the surface, which may result in poor weldability.
  • the third heating section (P3) includes a 3-1 heating section (P3-1) having a 3-1 average temperature increase rate change rate (r3-1) and a 3-2 average temperature increase rate change rate (r3). It may include a 3-2 heating section (P3-2) having -2).
  • the 3-1st average temperature increase rate change rate (r3-1) has a positive value
  • the 3-2nd average temperature increase rate change rate (r3-2) has a negative value
  • the 3rd average temperature increase rate change rate (r3) is It can have sections that change from positive to negative values.
  • the absolute value of the 3-1 average temperature increase rate change rate (r3-1) may be smaller than the absolute value of the 3-2 average temperature increase rate change rate (r3-2) (
  • the 3-1 average temperature increase rate change rate (r3-1) may be 0 or more and about 0.25° C./s 2 or less.
  • the 3-1 average temperature increase rate change rate (r3-1) may be about 0.07°C/s 2 .
  • the 3-2 average temperature increase rate change rate (r3-2) may be about -0.3°C/s 2 or more and 0 or less.
  • the 3-2 average temperature increase rate change rate (r3-2) may be about -0.08°C/s 2 .
  • the second control curve 420 has a form in which the temperature increase rate change rate increases rapidly or increases discontinuously in the 3-1 heating section (P3-1). In this case, the amount of mixed hydrogen increases and thus the hydrogen Brittleness can become inferior.
  • the phase transformation of the base steel sheet is performed, and when there is a sudden temperature change, hydrogen embrittlement occurs. Since there may be problems such as delayed rupture, the lower the temperature increase rate change rate, the more advantageous.
  • a change to (r3-1) can change from a negative value to a positive value.
  • phase transformation of the base steel sheet may occur. For example, during the phase transformation of the base steel sheet, an endothermic reaction occurs when austenite is transformed in this section, and energy supply is required for this, so the temperature increase rate must be increased again in the 3-1 heating section (P3-1) to reach a reasonable level for austenite. A phase transformation can be induced.
  • the change in the 3-2 average temperature increase rate change rate (r3-2) may change from a positive value to a negative value. In other words, as the temperature increase rate increases and then decreases again, phase transformation of the base steel sheet may occur.
  • the absolute value of the fourth average temperature increase rate change rate (r4) is the absolute value of each of the first average temperature increase rate change rate (r1), the second average temperature increase rate change rate (r2), and the third average temperature increase rate change rate (r3). It may be smaller than the value.
  • the fourth average temperature increase rate change rate (r4) is close to 0, and the fourth heating section (P4) may be a section in which crack heating is performed at a uniform temperature.
  • the time t4 for which the blank is heated in the third-second heating section P3-2 and the fourth heating section P4 may be about 50% or less of the total heating time t. This is compared to the time (t1) in which the blank is multistage heated in the first heating section (P1), the second heating section (P2), and the 3-1 heating section (P3-1) in the 3-2 heating section (P3-2). ) and the longer the crack heating time (t4) in the fourth heating section (P4), the longer the part characteristics such as weldability, hydrogen embrittlement, and bending performance may become inferior.
  • the first' average temperature increase rate change rate (r1') may continuously change between the first heating section (P1) and the second heating section (P2). Specifically, the temperature increase rate at the first boundary value (e1) defining the first' average temperature increase rate change rate (r1') in the first heating section (P1), and the first' average temperature increase rate in the second heating section (P2) The temperature increase rate (v1') at the first boundary value (e1) defining the temperature increase rate change rate (r1') may have the same value.
  • the first' average temperature increase rate change rate (r1') may be about -0.26°C/s 2 or more and 0 or less.
  • the first' average temperature increase rate change rate (r1') may be about -0.2°C/s 2 .
  • the change characteristics of the temperature increase rate change rate (r3';r3-1',r3-2') in the third heating section (P3) of the second control curve 420 are the same as those described in the first control curve 410. You can have However, the 3-1' temperature increase rate change rate (r3-1') may have a discontinuous or unstable value compared to the 3-1 average temperature increase rate change rate (r3-1) of the first control curve 410. At this time, the 3-1' temperature increase rate change rate (r3-1') may mean the change rate at the front end where the temperature increase rate shows an increasing trend during the 3-1 heating section (P3-1).
  • the 3-1' temperature increase rate change rate (r3-1') may be about 0.04°C/s 2 or more and about 0.16°C/s 2 or less.
  • the 3-1' temperature increase rate change rate (r3-1') may be about 0.1°C/s 2 .
  • the 3-2' temperature increase rate change rate (r3-2') may be about -0.16°C/s 2 or more and about -0.04°C/s 2 or less.
  • the 3-2' temperature increase rate change rate (r3-2') may be about -0.1°C/s 2 .
  • the fourth heating section P4 of the second control curve 420 may be a crack heating section in which the fourth average temperature increase rate change rate r4 has a value close to 0.
  • the temperature increase rate change rate is controlled for each section according to the plurality of section characteristics as described above, thereby reducing the ultra-high strength characteristics, weldability, and hydrogen embrittlement of the hot stamping parts. , bending performance, etc. can be precisely controlled and improved.
  • the relationship between the heating time (s) and boundary values shown on the horizontal axis of FIG. 4 is not limited to that shown in FIG. 4, and can be modified and applied in various ways within the scope of improving the component performance of the hot stamping part of the present disclosure. .
  • the plurality of sections has been described as having five sections, but the plurality of sections may be divided differently depending on the distribution of the temperature increase rate change rate.
  • Figure 5 is a diagram showing heating time according to material thickness and heating time according to heating temperature. Specifically, Figure 5 is a graph shown to explain the minimum heating time according to the material thickness and the minimum heating time according to the heating temperature.
  • the heating temperature means the cracking temperature of the cracking heating step (S220), and the heating time means the total heating time of the heating step (S200).
  • the heating time (eg, total heating time) for heating the blank in the heating step (S200) is short, sufficient phase transformation may not occur in the blank.
  • the heating time for heating the blank in the heating step (S200) is excessive, austenite grain coarsening and hydrogen embrittlement resistance may occur, and the thickness of the plating layer may become thick, thereby reducing weldability. Therefore, it is necessary to adjust the heating time in the heating step (S200).
  • the heating time in the heating step (S200) not only the heating temperature and the thickness of the blank (e.g., the thickness of the material), but also the heat loss in the heating furnace caused by the sealing degree of the heating furnace, atmosphere, heat source, etc.
  • Various variables, such as the composition of the blank must be considered.
  • the heating time of the blank in the heating step (S200) may satisfy the following [Equation 2].
  • Equation 2 ⁇ n is the heating time (s), a n is the heating heat loss correction coefficient, T n is the heating temperature (°C), b n is the Ac3 temperature correction coefficient, and c n is the high temperature material thickness sensitivity correction coefficient. , t is the material thickness (mm). At this time, the material may mean a blank, and the unit s of heating time may mean seconds.
  • a n is a correction coefficient that considers the heat loss of the heating furnace, and can have a value of about -0.60 or more and about -0.55 or less. At this time, a n may have the unit of s/(°C x mm).
  • b n is a correction coefficient that takes into account the difference in Ac3 temperature depending on the material composition, and can have a value of about 700 or more and about 900 or less. At this time, b n may have a unit of s/mm.
  • c n is a correction coefficient that takes into account the difference in thermal conductivity depending on the thickness of the material at high temperatures, and can have a value of about 0.7 or more and about 0.9 or less.
  • high temperature may mean 600°C or higher.
  • high temperature may mean 500°C or higher, or may mean 700°C or higher.
  • the heating temperature (T n ) refers to the cracking temperature of the crack heating step (S220), and the heating temperature (T n ) may have a value of about Ac3 or more and about 1000°C or less. Additionally, the material thickness may have a value of approximately 1 mm or more and approximately 2.6 mm or less.
  • the heating time ( ⁇ n ) may be about 100 s or more and about 900 s or less. If the heating time ( ⁇ n ) is less than 100 s, sufficient phase transformation may not occur in the blank. On the other hand, when the heating time ( ⁇ n ) is more than 900 s, not only austenite grain coarsening and hydrogen resistance decrease, but also the thickness of the plating layer becomes thick, which may reduce weldability. Therefore, when the heating time ( ⁇ n ) satisfies the range of about 100 s to about 900 s, sufficient phase transformation can be achieved in the blank, austenite grain coarsening can be prevented or minimized, and hydrogen embrittlement resistance can be achieved. And/or deterioration of weldability can be prevented or minimized.
  • a transfer step (S300), a forming step (S400), and a cooling step (S500) may be further performed.
  • the transfer step (S300) may be a step of transferring the heated blank from the heating furnace to the mold.
  • the heated blank may be cooled at atmospheric temperature (or room temperature) while being transferred to the mold. Heated blanks can be air-cooled during transport. If the heated blank is not cooled in air, the mold entry temperature (e.g., molding start temperature) may increase and wrinkles (or bends) may occur on the surface of the manufactured hot stamping part. Additionally, since the use of a coolant may affect the subsequent process (hot stamping), it may be desirable for the heated blank to be air-cooled during transport.
  • the forming step (S400) may be a step of forming a molded body by hot stamping the transferred blank. Specifically, in the forming step (S400), a molded body may be formed by pressing the blank with a mold.
  • the cooling step (S500) may be a step of cooling the molded body.
  • the cooling step (S500) may be performed within the mold.
  • the heated blank may be cooled to ambient temperature (or room temperature) in the transfer step (S300).
  • the blank heated through the heating step (S200) may be removed from the heating furnace and then cooled at ambient temperature (or room temperature) while being transferred to the mold.
  • the forming step (S400) forming of the blank cooled at ambient temperature (or room temperature) may begin.
  • the temperature at which molding of the blank begins can be referred to as the molding start temperature. That is, in the transfer step (S300), the blank heated through the heating step (S200) may be cooled from the ambient temperature to the molding start temperature after being taken out of the heating furnace.
  • the molding start temperature may be 500°C or more and 700°C or less. If the forming start temperature is less than 500°C, the forming start temperature is too low and the formability of the blank may deteriorate, and the manufactured hot stamping part may not have the target structure and physical properties. On the other hand, if the molding start temperature is greater than 700°C, wrinkles (or bends) may occur on the surface of the manufactured hot stamping part. Additionally, the plating layer of the blank may adhere to the mold.
  • the forming start temperature is 500°C or higher and 700°C or lower
  • the formability of the blank can be improved
  • the manufactured hot stamping part can have the target structure and physical properties, and there are no wrinkles (or wrinkles) on the surface of the manufactured hot stamping part. , bending) can be prevented or minimized.
  • the blank transferred to the mold through the transfer step (S300) in the molding step (S400) may be molded to form a molded body, and the molded body may be cooled in the cooling step (S500).
  • the cooling step (S500) of cooling the molded body may be performed within the mold.
  • the final product can be formed by cooling the molded body at the same time as molding it into the final part shape in a mold.
  • the mold may be provided with cooling channels through which refrigerant circulates inside.
  • the molded body can be rapidly cooled by circulation in the refrigerant supplied through the cooling channel provided in the mold.
  • rapid cooling can be performed while pressing while the mold is closed.
  • the average cooling rate can be at least 10°C/s to the martensite end temperature.
  • the mold cooling end temperature at which the cooling step (S500) ends may be about room temperature or higher and about 200°C or lower. If the mold cooling end temperature is below room temperature, the productivity of the manufacturing process may decrease. On the other hand, when the mold cooling end temperature exceeds 200°C, the manufactured hot stamping part is cooled in air at room temperature. At this time, distortion may occur in the hot stamping part, and it may be difficult to secure the target material. Therefore, when the mold cooling end temperature at which the cooling step (S500) is completed satisfies the range of room temperature to about 200°C, the productivity of the manufacturing process can be improved, and the manufactured hot stamping part is air cooled at room temperature to allow hot stamping. Distortion of parts can be prevented or minimized.
  • the air cooling time for cooling the blank in the transfer step (S300) may be about 5 s or more and about 20 s or less. If the air cooling time is less than 5 s, the forming start temperature at which blank forming begins is too high, so the forming of the blank may proceed at a high temperature, causing wrinkles (or bends) to occur in the manufactured hot stamping parts, and air cooling for less than 5 s may occur in the equipment. Time can be difficult to implement. On the other hand, if the air cooling time is more than 20 s, not only does productivity decrease, but phase transformation may occur in the blank during the process of transporting the blank, which may reduce the formability of the blank and the manufactured hot stamping part may not have the target material. You can. Therefore, when the air cooling time satisfies the range of about 5 s or more and about 20 s or less, the formability of the blank and the productivity of the process can be improved, and the manufactured hot stamping parts can be made to have the target material.
  • the mold cooling time in the cooling step (S500) may be about 6 s or more and about 40 s or less. If the mold cooling time is less than 6 s, the mold cooling may end at a high temperature, resulting in long air cooling, which may cause distortion in the manufactured hot stamping part and prevent the target dimensions from being secured. On the other hand, if the mold cooling time is longer than 40 s, productivity may decrease. Therefore, if the mold cooling time satisfies the range of about 6s or more and about 40s or less, mold cooling ends when the temperature of the blank is above room temperature and below 200°C, thereby preventing or minimizing distortion in the manufactured hot stamping parts. and the productivity of the manufacturing process can be improved.
  • Figure 6 is a flowchart specifically showing a method of manufacturing a blank for manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • the size, density, and area fraction conditions of the pearlite region can be controlled by adjusting the process conditions of the blank manufacturing processes as described above in FIG. 6.
  • the microstructure of the blank may include ferrite and pearlite. Meanwhile, carbon (C) and/or manganese (Mn) may be segregated in pearlite. That is, the microstructure of the blank may include pearlite with a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content. Additionally, pearlite with a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content may be locally accumulated within the blank. That is, the microstructure of the blank may include a “pearlite region” with a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content.
  • the pearlite region may refer to a structure shape (lamellar structure) in which different steel structures of ferrite and cementite (Fe 3 C) are alternately layered.
  • the pearlite region may be formed in a strip shape (or band shape) within the hot rolled steel sheet.
  • the term “pearlite region” refers to a "region where pearlite is locally integrated" because when each of the ferrite and cementite (Fe 3 C) in the pearlite region is formed in a band shape, the distinction between different bands is clear. It may refer to an area where the layered tissue is clearly visible.
  • the pearlite region may have different degrees of influence on the mechanical properties of the hot stamping part depending on the content of carbon (C) and manganese (Mn) contained in the pearlite integrated in the pearlite region. Specifically, it is the locally concentrated area of pearlite containing more than 0.19 wt% carbon and more than 0.8 wt% manganese that affects the mechanical properties of hot stamping parts. On the other hand, areas where pearlite with a carbon content of less than 0.19 wt% or a manganese content of less than 0.8 wt% are locally concentrated have a negligible effect on the mechanical properties of hot stamping parts.
  • the blank may include first 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 integrated. there is.
  • the size, density, and area fraction of these first regions can be controlled to satisfy preset conditions.
  • the average length of the first regions can be controlled to satisfy 0.01 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
  • the average thickness of the first regions can be controlled to satisfy 0.01 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less.
  • the linear density in the short side direction of the first regions may be controlled to satisfy 0.001/ ⁇ m or more and 0.1/ ⁇ m or less.
  • the area fraction of the first regions can be controlled to satisfy 0.01% or more and 15% or less.
  • the blank may further include second regions where pearlite containing carbon (C) exceeding 0.55 wt% and/or pearlite containing manganese (Mn) exceeding 6.0 wt% are locally accumulated.
  • These second areas may reduce the tensile strength and bending characteristics of the hot stamping part, and may be controlled to below a preset area fraction. Specifically, the area fraction of the second regions can be controlled to satisfy 0% or more and 5% or less.
  • the pearlite included in the blank can be controlled to include first regions of 0.01% to 15% and second regions of 0% to 5% in area fraction.
  • the first regions are regions where 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) exceeding 0.55 wt% and/or pearlite containing manganese (Mn) exceeding 6.0 wt% are locally accumulated.
  • the regions excluding the first and second regions can be understood as pearlite containing less than 0.19 wt% of carbon (C) and less than 0.8 wt% of manganese (Mn). .
  • the blank manufacturing method includes a reheating step (S10), a hot rolling step (S20), a cooling/winding step (S30), and a cold rolling step. It may include a step (S40), an annealing heat treatment step (S50), and a plating step (S60).
  • steps S10 to S60 are shown as independent steps in FIG. 6, but some of steps S10 to S60 may be performed in one process, and some of steps S10 to S60 may be omitted if necessary.
  • the slab is made of carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), chromium (Cr), aluminum (Al), titanium (Ti), niobium (Nb), molybdenum ( It may contain Mo), boron (B), nitrogen (N) and the remaining iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the reheating step (S10) is a step of reheating the slab having the above composition within 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 from 1,100°C to 1,300°C. If the slab reheating temperature (SRT) is less than 1,100°C, there is a problem in that the components segregated during casting (e.g., Ti, Nb, Mo, etc.) are not sufficiently re-dissolved, making it difficult to significantly homogenize the alloy elements. On the other hand, the higher the slab reheating temperature (SRT), the more advantageous it is for homogenization, but if it exceeds 1,300°C, the austenite crystal grain size increases, which not only makes it difficult to secure strength, but also increases the manufacturing cost of the steel plate due to the excessive heating process. .
  • SRT slab reheating temperature
  • the hot rolling step (S20) is a step of manufacturing a steel sheet by hot rolling the slab reheated in the reheating step (S10) in a predetermined finishing delivery temperature (FDT) range.
  • the finish rolling temperature (FDT) range may be controlled from 800°C to 1000°C. If the finish rolling temperature (FDT) is less than 800°C, it is difficult to secure the workability of the steel sheet due to the occurrence of a mixed structure due to abnormal region rolling, and there is a problem of deterioration of workability due to microstructure unevenness and rapid phase change during hot rolling. In the meantime, problems with commutability may arise. Conversely, if the finish rolling temperature (FDT) exceeds 1000°C, austenite grains may become coarse, making it difficult to secure strength.
  • the reduction rate during hot rolling may be controlled to satisfy 90% or more.
  • the size, density, and area fraction of the area (pearlite area) where pearlite with relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content of the manufactured blank is locally accumulated satisfies preset conditions. It can be controlled to do so.
  • the fine precipitates may precipitate at grain boundaries where the energy is unstable.
  • the fine precipitates precipitated at the grain boundaries act as a factor that hinders the grain growth of austenite, thereby providing the effect of improving strength through austenite refinement.
  • the cooling/winding step (S30) may include cooling the steel sheet hot-rolled in the hot rolling step (S20) and winding the cooled steel sheet.
  • the step of cooling the hot-rolled steel sheet may be a step of ROT (run out table) cooling the hot-rolled steel sheet for a preset cooling time up to a predetermined cooling end temperature range.
  • the cooling end temperature range is from the martensite transformation start temperature (Ms) to the 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 this hot-rolled steel sheet are in the area where pearlite with a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content of the manufactured blank is locally accumulated ( It affects the size, density, and area fraction of the pearlite region. 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 preset conditions, and a uniform hot rolled structure of the ferrite matrix can be formed. there is.
  • the step of winding the cooled steel sheet may be a step of winding the cooled steel sheet within a predetermined coiling temperature (CT) range.
  • CT coiling temperature
  • the coiling temperature (CT) may be controlled to be greater than Ms+50°C and less than 650°C.
  • the coiling temperature (CT) affects the size, density, and area fraction of the area (perlite area) where pearlite with relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content of the manufactured blank is locally accumulated. It's crazy. Specifically, when the coiling temperature (CT) satisfies Ms+50°C or more and less than 650°C, the size, density, and area fraction of the pearlite region can be controlled to satisfy preset conditions.
  • the coiling temperature (CT) is less than Ms+50°C, the low-temperature phase fraction increases due to overcooling, which raises the risk of increased strength and worsening of the rolling load during cold rolling, and a sharp decrease in ductility.
  • CT coiling temperature
  • the coiling temperature is 650°C or higher, the size, density, and/or area fraction of the pearlite region may not satisfy preset conditions, and strength and bending characteristics may be reduced, and abnormal crystal grain growth or excessive crystal grain growth may occur. There is a problem of deterioration of formability and strength.
  • a region (perlite region) where pearlite with a relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated is formed over an excessively large area, forming a pearlite band.
  • carbon (C) and/or manganese (Mn) may be unevenly distributed within the blank.
  • This may also affect the uniformity of carbon (C) and/or manganese (Mn) in the molded part after hot stamping. Therefore, this may affect the uniformity of the nano-indentation hardness within the martensite structure in the molded part after hot stamping, and the bending characteristics, etc. of the molded part after hot stamping may deteriorate.
  • the coiling temperature (CT) satisfies Ms+50°C or more and less than 650°C
  • the area where pearlite with relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content is locally accumulated perlite Since the pearlite band is formed in a relatively small area, the pearlite band may not be formed or may be formed in a relatively small area.
  • carbon (C) and/or manganese (Mn) may be uniformly distributed within the blank. This may also affect the uniformity of carbon (C) and/or manganese (Mn) in the molded part after hot stamping. Therefore, this also affects the uniformity of nano-indentation hardness within the martensite structure in the molded part after hot stamping, and the bending characteristics of the molded part after hot stamping can be improved.
  • CT coiling temperature
  • the cold rolling step (S40) is a step in which the steel sheet wound in the cooling/coiling step (S30) is uncoiled, pickled, and then cold rolled. At this time, pickling is performed for the purpose of removing scale from the wound steel sheet, that is, the hot rolled coil manufactured through the above hot rolling process.
  • the reduction rate during cold rolling may be controlled from 5% to 80%.
  • the size, density, and area fraction of the area (pearlite area) where pearlite with relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content of the manufactured blank is locally accumulated satisfies preset conditions. It can be controlled to do so. For example, if the reduction ratio is less than 5%, the gap between pearlites may narrow and the area where pearlite is locally concentrated may increase, which may result in a decrease in strength and bending characteristics.
  • the annealing heat treatment step (S50) is a step of annealing the steel sheet cold rolled in the cold rolling step (S40) at a temperature of 700°C or higher.
  • the annealing heat treatment step (S50) may be a step of annealing the cold rolled steel sheet at a temperature range of Ae3 ⁇ 200°C.
  • annealing heat treatment may include heating a cold-rolled sheet and cooling the heated cold-rolled sheet at a predetermined cooling rate. At this time, the cooling rate may be 1 to 40°C/sec.
  • the plating step (S60) is a step of forming a plating layer on the annealed heat-treated steel sheet.
  • the plating step (S60) may include forming an Al-Si plating layer on the steel sheet annealed in the annealing heat treatment step (S50).
  • the plating step (S60) includes forming a hot-dip coating layer on the surface of the steel sheet by immersing the steel sheet in a plating bath having a temperature in the range of Bs ⁇ 150°C, and cooling the steel sheet on which the hot-dip coating layer is formed to form a plating layer. May include steps.
  • the plating bath may include Si, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In and/or Bi as additional elements, but is not limited thereto.
  • the plating bath may contain 5-12% Si, 1-4% Fe, and other Al.
  • the plating amount for the front and back sides can be controlled to satisfy 40 to 200 g/m 2 .
  • the molded part after hot stamping satisfies the required mechanical properties (e.g., tensile strength, yield strength, bending characteristics, elongation, etc.) can be manufactured.
  • the required mechanical properties e.g., tensile strength, yield strength, bending characteristics, elongation, etc.
  • Figure 7 is a cross-sectional view schematically showing a part of a hot stamping part 1 according to an embodiment of the present invention
  • Figure 8 is a base steel plate 10 of the hot stamping part 1 according to an embodiment of the present invention. This is a micrograph showing a cross section of.
  • the base steel plate 10 shown in FIG. 8 is the base of the hot stamping part 1 manufactured by the manufacturing method of the hot stamping part described above with reference to FIGS. 1 to 6 (e.g., curve 410 in FIG. 4). It may be a steel plate (10).
  • the hot stamping part 1 may include a base steel plate 10 and a plating layer 20 disposed on the base steel plate 10.
  • the plating layer 20 is an alloy layer and is formed on at least one surface of the base steel sheet 10, and may include aluminum (Al), iron (Fe), etc.
  • the plating layer 20 may include a plurality of layers (not shown) sequentially stacked on the base steel sheet 10.
  • the plurality of layers may sequentially have an ⁇ -Fe phase, Fe 2 Al 5 phase, AlFe phase, and Fe 2 Al 5 phase, but the composition of the plurality of layers is not limited thereto.
  • the base steel sheet 10 is a base steel sheet and may be a steel sheet manufactured by performing a hot rolling process and/or a cold rolling process on a steel slab cast to contain a predetermined content of a predetermined alloy element.
  • the base steel sheet 10 is made of carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), chromium (Cr), aluminum (Al), and titanium (Ti). , niobium (Nb), molybdenum (Mo), boron (B), nitrogen (N) and the remaining iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the base steel sheet 10 contains carbon (C): 0.15 to 0.27 wt%, silicon (Si): 0.15 to 1.0 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 1.10 wt%, and phosphorus (P): 0.018.
  • the contents of each of carbon (C), manganese (Mn), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) included in the base steel sheet 10 are expressed in wt% as [C], [Mn], [ When expressed as [Cr] and [Mo], the following equation 1 can be satisfied.
  • the cross-tension strength (CTS) of the welded portion may satisfy 10 kN/spot or more.
  • Carbon (C) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet 10.
  • Carbon is a major element that determines the strength and hardness of the base steel sheet 10, and is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment.
  • Such carbon may be included in an amount of 0.15 wt% to 0.27 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the carbon content is less than 0.15 wt%, it is difficult to secure a hard phase (eg, martensite, etc.), making it difficult to satisfy the mechanical strength of the molded part after hot stamping. Conversely, if the carbon content exceeds 0.27 wt%, it may cause a decrease in the processability of the base steel sheet 10 or a decrease in the bending performance of the molded part after hot stamping.
  • a hard phase eg, martensite, etc.
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the base steel sheet 10.
  • Silicon is a solid solution strengthening element that improves the strength of the base steel sheet 10 and improves carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides.
  • silicon is a key element in hot rolling, cold rolling, hot press tissue homogenization, and ferrite fine dispersion. Silicon acts as a martensite strength heterogeneity control element and plays a role in improving collision performance. This silicon may be included in an amount of 0.15 wt% to 1.0 wt% based on the total weight of the base steel plate 10.
  • the silicon content is less than 0.15 wt%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and cementite formation and coarsening may occur in the martensite structure of the molded part after hot stamping. Conversely, if the silicon content exceeds 1.0 wt%, hot rolling and cold rolling loads increase, and the plating characteristics of the base steel sheet 10 may deteriorate.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet 10. Manganese is added to increase hardenability and strength during heat treatment. Manganese may be included in an amount of 0.5 wt% to 1.1 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the manganese content is less than 0.5 wt%, the hardenability effect may not be sufficient, and the hardenability may be insufficient and the hard phase fraction in the molded part after hot stamping may be insufficient.
  • Phosphorus (P) is an element that contributes to strength improvement.
  • phosphorus may be included in an amount greater than 0 and less than or equal to 0.018 wt% based on the total weight of the base steel sheet 10. If the phosphorus content exceeds 0.018 wt%, iron phosphide compounds are formed, which reduces toughness and weldability, and may cause cracks in the base steel sheet 10 during the manufacturing process.
  • S is an element that contributes to improving processability. This sulfur may be included in an amount greater than 0 and less than or equal to 0.005 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the sulfur content exceeds 0.005wt%, hot workability, weldability, and impact properties deteriorate, and surface defects such as cracks may occur due to the creation of large inclusions.
  • Aluminum (Al) acts as a ferrite stabilizing element in the base steel sheet 10.
  • Aluminum is a solid solution strengthening element that improves the strength of the base steel sheet 10 and improves carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides.
  • Aluminum acts as a martensite strength heterogeneity control element and plays a role in improving collision performance.
  • Such aluminum may be included in an amount of 0.1 wt% to 1.0 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the aluminum content is less than 0.1 wt%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, and cementite formation and coarsening may occur in the martensite structure of the molded part after hot stamping. Conversely, if the aluminum content exceeds 1.0 wt%, hot rolling and cold rolling loads increase, and the plating characteristics of the steel sheet may deteriorate.
  • the sum of the contents of silicon (Si) and aluminum (Al) included in the base steel sheet 10 may be controlled to satisfy a preset range.
  • the sum of the contents of silicon (Si) and aluminum (Al) included in the base steel sheet 10 may satisfy 0.4 to 1.5 wt%.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving the hardenability and strength of the base steel sheet 10 during heat treatment. Chromium makes it possible to refine grains and secure strength through precipitation hardening. Chromium may be included in an amount of 0.1 wt% to 1.0 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the chromium content is less than 0.1 wt%, the precipitation hardening effect is poor. Conversely, if the chromium content exceeds 1.0 wt%, the amount of Cr-based precipitates and matrix solids increases, which reduces toughness and increases production costs. may increase.
  • Titanium (Ti) can effectively contribute to grain refinement by forming precipitates at high temperatures.
  • Such titanium may be included in an amount of 0.015 wt% to 0.080 wt% based on the total weight of the base steel plate 10.
  • Such titanium may be included in the above content range, poor playing and coarsening of precipitates can be prevented, the physical properties of the steel can be easily secured, and defects such as cracks on the surface of the steel can be prevented. If the titanium content is less than 0.015wt%, the above effect cannot be properly achieved. On the other hand, if the titanium content exceeds 0.080wt%, the precipitates may become coarse and a decrease in elongation and bendability may occur.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) form fine precipitates in the form of nitride or carbide, thereby securing the strength of hot stamped and quenched members. Additionally, they are contained in the Fe-Mn-based composite oxide, function as hydrogen trap sites effective in improving delayed fracture resistance, and are elements necessary to improve delayed fracture resistance.
  • niobium can increase strength and toughness as the martensite packet size decreases.
  • Niobium may be included in an amount of 0.015 wt% to 0.080 wt% based on the total weight of the base steel plate 10.
  • the grain refining effect of the base steel sheet 10 is excellent in the hot rolling and cold rolling processes, the occurrence of cracks in the slab during steelmaking/continuous rolling and the occurrence of brittle fracture of the product are prevented, and the formation of coarse precipitates in steelmaking is prevented. Generation can be minimized. If the niobium content is less than 0.015wt%, the above effect cannot be properly achieved.
  • the niobium content exceeds 0.080wt%, the strength and toughness due to the increase in niobium content are no longer improved and exist in a dissolved state in the ferrite, so there is a risk of lowering the impact toughness.
  • Molybdenum (Mo) is a substitutional element that improves the strength of steel through a solid solution strengthening effect. Molybdenum is added for the purpose of suppressing precipitate coarsening and improving hardenability. Additionally, molybdenum (Mo) can play a role in improving the hardenability of steel. Such molybdenum may be included in an amount of 0.1 wt% to 0.7 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. If the molybdenum content is less than 0.1 wt%, the above effects cannot be properly achieved. On the other hand, if the molybdenum content exceeds 0.7wt%, there is a risk of lowering rolling productivity and elongation, and there is a problem of increasing manufacturing costs without additional effects.
  • Boron (B) is added to secure hardenability and strength during heat treatment by suppressing ferrite, pearlite, and bainite transformation and securing a martensite structure.
  • boron is segregated at grain boundaries to lower the grain boundary energy, thereby increasing hardenability, and has the effect of grain refinement by increasing the austenite grain growth temperature.
  • Boron may be included in an amount of 0.001 wt% to 0.008 wt% based on the total weight of the base steel plate 10. When boron is included in the above range, hard phase grain boundary embrittlement can be prevented and high toughness and bendability can be secured. If the boron content is less than 0.001 wt%, the hardenability effect is insufficient.
  • Nitrogen (N) may be included in an amount of 0.005 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 10. If the nitrogen content exceeds 0.005wt%, coarse TiN inclusions may be generated and bendability may be reduced.
  • the base steel plate 10 of the hot stamping part 1 may include fine precipitates. That is, fine precipitates may be distributed within the base steel plate 10.
  • Some of the elements included in the base steel sheet 10 described above may be nitride or carbide forming elements that contribute to the formation of fine precipitates. Specifically, titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum (Mo) may form fine precipitates in the form of nitrides or carbides.
  • the hot stamping part 1 may include fine precipitates distributed within the base steel sheet 10, and these fine precipitates include titanium (Ti), niobium (Nb), and molybdenum ( Mo) may include at least one nitride or carbide. These micro-precipitates can suppress the propagation of cracks during bending deformation of the hot stamping part (1). In other words, the movement of dislocations may be restricted by fine precipitates during the process of dislocation movement during bending deformation.
  • the number of fine precipitates formed in the base steel sheet 10 and the average diameter of the fine precipitates can be controlled to satisfy a preset range.
  • fine precipitates having a diameter of about 0.02 ⁇ m or less may be distributed in the base steel sheet 10 at 9,000/100 ⁇ m2 or more and 30,000/100 ⁇ m2 or less per unit area (100 ⁇ m2).
  • the average diameter of the fine precipitates distributed within the base steel sheet 10 may be 0.006 ⁇ m or less, and preferably 0.003 ⁇ m or more and 0.006 ⁇ m or less.
  • the number and average diameter of such fine precipitates can affect crack propagation suppression. If the number and average diameter of the fine precipitates are within the above-mentioned range, the required tensile strength can be secured and bendability can be improved after hot stamping. On the other hand, if the number of fine precipitates per unit area ( 100 ⁇ m2 ) is less than 9,000/ 100 ⁇ m2 , the strength of the hot stamping part may decrease. If the number of fine precipitates per unit area ( 100 ⁇ m2 ) exceeds 30,000/ 100 ⁇ m2 , the bendability of the hot stamping part may be reduced.
  • the average diameter of the fine precipitates is less than about 0.003 ⁇ m, it may be difficult to limit the movement of dislocations due to the small size of the fine precipitates. If the average diameter of the fine precipitates exceeds about 0.006 ⁇ m, the number of fine precipitates is relatively reduced, so limiting the movement of dislocations may not be effective.
  • the base steel sheet 10 may include a martensite structure with distributed microstructure.
  • the martensite structure is the result of diffusionless transformation of austenite ⁇ below the martensite transformation initiation temperature (Ms) during cooling.
  • the microstructure within the martensite structure is a diffusionless transformation structure created during quenching within the grains called a prior austenite grain boundary (PAGB), and may include a plurality of lath structures.
  • a plurality of lath structures can further form units such as blocks and packets. More specifically, a plurality of lath structures may form a block, a plurality of blocks may form a packet, and a plurality of packets may form a initial austenite grain boundary (PAGB).
  • the base steel sheet 10 of the hot stamping part 1 may include a martensite structure having a plurality of blocks. These plurality of blocks may form a packet, and each of these plurality of blocks may be formed by a long, thin rod-shaped lath oriented in one direction.
  • the martensite structure may include multiple lath structures.
  • Boundaries between unit structures within the martensite structure may be formed by these plural blocks, plural packets, or plural laths.
  • a lath boundary which is a boundary between laths
  • a block boundary which is a boundary between blocks
  • a packet boundary may be formed within the martensitic structure by a plurality of packets.
  • the boundary between unit organizations may be a lath boundary, a block boundary, or a packet boundary. The boundaries between these unit tissues may have characteristics that resist external deformation.
  • cracks generated during bending deformation of the hot stamping part 1 may occur as one-dimensional defects called dislocations move through interaction within the martensite structure. Therefore, during bending deformation, the movement of dislocations at the boundaries between unit structures may be limited while the dislocations move within the martensite structure.
  • the characteristics of resisting external deformation at the boundaries between these unit structures may be weakened.
  • the difference in hardness within the martensite structure for example, nanoindentation hardness
  • the property to resist external deformation at the boundaries between these unit structures may be weakened.
  • the hot stamping part can secure bendability. Therefore, it is necessary to appropriately control the uniformity of nanoindentation hardness in martensite.
  • Table 1 shows the nano-indentation hardness, standard deviation of nano-indentation hardness, average of nano-indentation hardness, coefficient of variation, and bending angle of hot stamping parts according to the examples and comparative examples of the present invention.
  • the average and standard deviation of nanoindentation hardness were calculated.
  • the coefficient of variation can be defined as the standard deviation of nanoindentation hardness divided by the average of nanoindentation hardness. Therefore, the coefficient of variation can also indicate the uniformity of nanoindentation hardness. Since the measurement of nano-indentation hardness using a nanoindenter is a common content in the measurement of nano-indentation hardness, detailed explanation will be omitted.
  • the nanoindentation hardnesses in [Table 1] were measured at one initial austenite grain boundary (PAGB), but were the same or not at other initial austenite grain boundaries (PAGB) other than the initial austenite grain boundary (PAGB) related to [Table 1]. Similar nanoindentation hardnesses were measured. Therefore, the nano-indentation hardness, the standard deviation of nano-indentation hardness, and the average and coefficient of variation of nano-indentation hardness in [Table 1] are the nano-indentation hardness in the martensitic structure, the standard deviation of nano-indentation hardness, and the average and variation of nano-indentation hardness. Indicates the coefficient. The uniformity of the above-described nano-indentation hardness can be evaluated through the standard deviation or coefficient of variation of the nano-indentation hardness.
  • bending angle may mean the V-bending angle in the rolling direction (RD).
  • RD rolling direction
  • V-bending angle is a parameter that evaluates the bending deformation properties at the maximum load sections among the deformations that occur in the bending performance of hot stamping parts. In other words, looking at the tensile deformation area during bending at the macroscopic and microscopic scale according to the load-displacement evaluation of the hot stamping part (1), if a micro crack occurs and propagates in the local tensile area, the bending performance, called the V-bending angle, decreases. can be evaluated.
  • the nanoindentation hardness may be 3.0 GPa or more and 5.0 GPa or less.
  • the nanoindentation hardness may be 3.05 GPa or more and 4.95 GPa or less. More preferably, it may be 3.18 GPa or more and 4.95 GPa or less.
  • the standard deviation of nanoindentation hardness may be more than 0 GPa and less than or equal to 0.8 GPa.
  • the standard deviation of nano-indentation hardness may be 0.2 GPa or more and 0.6 GPa or less. More preferably, the standard deviation of nanoindentation hardness may be greater than 0.28 GPa and less than 0.59 GPa.
  • the coefficient of variation may be greater than 0 and less than or equal to 0.2.
  • the coefficient of variation may be 0.05 or more and 0.15 or less. More preferably, the coefficient of variation may be 0.06 or more and 0.14 or less.
  • the nano-indentation hardness is 2.4 GPa or more and 5.2 GPa or less, the standard deviation of the nano-indentation hardness exceeds 0.8 GPa, and the coefficient of variation exceeds 0.2.
  • the uniformity of nanoindentation hardness within the martensite structure is relatively lower than in the examples, and thus the characteristics of resisting external deformation at the boundaries between unit structures may be inferior. Therefore, it can be confirmed that micro cracks are easily generated and/or propagated, and therefore have relatively low bendability characteristics of less than 70°.
  • the hot stamping part 1 can secure bendability.
  • the bending angle of the hot stamping part 1 of the embodiments of the present invention may be 70° or more and 85° or less.
  • the standard deviation or coefficient of variation of the nano-indentation hardness exceeds the above-mentioned range, the uniformity of the nano-indentation hardness within the martensite structure decreases, and it may be difficult for the hot stamping part 1 to secure sufficient bendability.
  • the standard deviation or coefficient of variation of the nano-indentation hardness is less than the above-mentioned range, the uniformity of the nano-indentation hardness within the martensitic structure is increased, but the manufacturing cost of the hot stamping part 1 may increase excessively.
  • the uniformity of the nanoindentation hardness within the martensite structure may be affected by the uniformity of the carbon content and the uniformity of the manganese content within the martensite structure. That is, when the carbon content and the manganese content in the martensite structure are uniformly formed, the nanoindentation hardness within the martensite structure can also be formed uniformly.
  • Table 2 shows the carbon content and standard deviation of the carbon content of hot stamping parts according to the embodiments and comparative examples of the present invention.
  • Carbon content was measured at more than 20 different points within one pristine austenite grain boundary (PAGB). Meanwhile, the carbon contents in [Table 2] were measured at one initial austenite grain boundary (PAGB), but were the same or similar at other initial austenite grain boundaries (PAGB) other than the initial austenite grain boundary (PAGB) related to [Table 2]. Carbon content was measured. Therefore, the carbon content and the standard deviation of the carbon content in [Table 1] represent the carbon content and the standard deviation of the carbon content in the martensitic structure. The uniformity of the carbon content described above can be evaluated through the standard deviation of this carbon content.
  • Example 1 Carbon content (wt%) carbon content Standard deviation (wt%) Example 1 0.18 ⁇ 0.22 0.01
  • Example 2 0.16 ⁇ 0.22 0.03
  • Example 3 0.16 ⁇ 0.22 0.02
  • Example 4 0.14 ⁇ 0.22 0.03
  • Example 5 0.18 ⁇ 0.22 0.01
  • Example 6 0.16 ⁇ 0.22 0.03 Comparative Example 1 0.11 ⁇ 0.23 0.05 Comparative example 2 0.11 ⁇ 0.23 0.05 Comparative Example 3 0.12 ⁇ 0.23 0.04
  • the carbon content may be 0.14 wt% or more and 0.22 wt% or less.
  • the standard deviation of carbon content may be greater than 0 wt% and less than 0.04 wt%.
  • the standard deviation of the carbon content may be 0.01 wt% or more and 0.03 wt% or less.
  • the carbon content is 0.11 wt% or more and 0.23 wt% or less, and the standard deviation of the carbon content is 0.04 wt% or more.
  • the uniformity of carbon content in the martensite structure of the comparative examples may be relatively lower than that of the examples.
  • Figure 9 is a micrograph showing a cross section of the base steel plate 10 of the hot stamping part 1 according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 10 is a micrograph showing a cross section of a base steel plate of a hot stamping part according to a comparative example.
  • Figure 9 is a micrograph for explaining the uniformity of the manganese content of the base steel plate 10 of the hot stamping part 1 according to an embodiment of the present invention
  • Figure 10 is a photo of the hot stamping part according to a comparative example.
  • This is a microscope photo to explain the uniformity of the manganese content of the base steel plate.
  • the brightness or contrast of the corresponding area may vary depending on the manganese content. That is, the manganese content in the dark area may be relatively higher than the manganese content in the light area.
  • FIG. 9 An area of uniform brightness as shown in FIG. 9 was observed overall on the base steel plate 10 of the hot stamping part 1 according to an embodiment of the present invention. However, in some areas of the base steel sheet of the hot stamping part according to the comparative example, darker areas were observed than the remaining areas, as shown in FIG. 10. Specifically, a line appears in the center of Figure 10 that extends left and right and is darker than the rest of the area. That is, since the base steel sheet of the hot stamping part according to the comparative example has a high manganese content in some areas, the uniformity of the manganese content in the martensite structure of the comparative examples may be relatively lower than that of the examples.
  • the comparative examples may have relatively lower uniformity of carbon content and manganese content within the martensite structure than the examples. Accordingly, since carbon and manganese in the comparative examples are not uniformly distributed within the martensite structure, the uniformity of nanoindentation hardness within the martensite structure may be relatively lower in the comparative examples than in the examples.
  • the standard deviation of the carbon content exceeds the above-mentioned range, the uniformity of nano-indentation hardness within the martensite structure decreases, and it may be difficult for the hot stamping part 1 to secure sufficient bendability. If the standard deviation of the carbon content is less than the above-mentioned range, although the uniformity of nano-indentation hardness within the martensite structure is increased, the manufacturing cost of the hot stamping part 1 may increase excessively.
  • the nano-indentation hardness and the standard deviation of the nano-indentation hardness of the base steel sheet 10 can be controlled by adjusting the process conditions of the manufacturing processes of the hot stamping parts described above.
  • the carbon content and the standard deviation of the carbon content are related to the nanoindentation hardness and the standard deviation of the nanoindentation hardness, the carbon content and the standard deviation of the carbon content can also be controlled by adjusting the process conditions of the manufacturing processes of hot stamping parts. .
  • [Table 3] shows carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), and sulfur ( S), chromium (Cr), aluminum (Al), titanium (Ti), niobium (Nb), molybdenum (Mo), boron (B), and nitrogen (N).
  • Example 1 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036
  • Example 2 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036
  • Example 3 0.21 0.45 0.85 0.006 0.001 0.37 0.15 0.033 0.047 0.19 0.0027 0.0039
  • Example 4 0.21 0.45 0.85 0.006 0.001 0.37 0.15 0.033 0.047 0.19 0.0027 0.0039
  • Example 5 0.20 0.48 0.78 0.0057 0.0005 0.39 0.17 0.036 0.053 0.21 0.0023 0.0035
  • Example 6 0.20 0.48 0.78 0.0057 0.0005 0.39 0.17 0.036 0.053 0.21 0.0023 0.0035 Comparative Example 1 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036 Comparative example 2 0.21 0.45 0.85
  • the base steel sheets of hot stamping parts according to the embodiments and comparative examples of the present invention include the aforementioned carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), and chromium (Cr). , satisfies the content range of aluminum (Al), titanium (Ti), niobium (Nb), molybdenum (Mo), boron (B), and nitrogen (N).
  • each of the base steel sheets of hot stamping parts according to the embodiments and comparative examples of the present invention contains carbon (C): 0.15 to 0.27 wt%, silicon (Si): 0.15 to 1.0 wt%, and manganese (Mn): 0.5 ⁇ 1.10wt%, phosphorus (P): 0.018wt% or less, sulfur (S): 0.005wt% or less, chromium (Cr): 0.1 ⁇ 1.0wt%, aluminum (Al): 0.1 ⁇ 1.0wt%, titanium ( Ti): 0.015 ⁇ 0.080wt%, Niobium (Nb): 0.015 ⁇ 0.080wt%, Molybdenum (Mo): 0.1 ⁇ 0.7wt%, Boron (B): 0.001 ⁇ 0.008wt%, Nitrogen (N): 0.005wt%
  • the remainder includes iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • [Table 4] shows the process conditions of the manufacturing processes of hot stamping parts according to the embodiments and comparative examples of the present invention. Specifically, [Table 4] shows the slab reheating temperature (SRT) in the reheating step (S10) and the slab reheating temperature (SRT) in the hot rolling step (S20) among the manufacturing processes of hot stamping parts according to the embodiments and comparative examples of the present invention. It represents the finish rolling temperature (FDT), the coiling temperature (CT) in the cooling/coiling step (S30), and the annealing temperature in the annealing heat treatment step (S50).
  • SRT slab reheating temperature
  • SRT slab reheating temperature
  • SRT slab reheating temperature
  • the hot stamping parts of the embodiments and comparative examples of the present invention are hot rolled with a reheating step (S10) with a slab reheat temperature (SRT) of 1,100°C to 1,300°C, and a finish rolling temperature (FDT) of 800°C to 1000°C. It is manufactured through step (S20) and an annealing heat treatment step (S50) with an annealing temperature of Ae3 ⁇ 200°C.
  • the embodiments of the present invention are manufactured through a cooling/winding step (S30) with a coiling temperature (CT) of Ms+50°C or more and less than 650°C, but the comparative examples have a coiling temperature (CT) of more than 650°C.
  • the size, density, and area fraction of the area (perlite area) where pearlite with relatively high carbon (C) content and/or manganese (Mn) content present in the blank is locally accumulated is determined by the coiling temperature ( CT). That is, the uniformity of the carbon (C) content and/or manganese (Mn) content in the blank is affected by the coiling temperature (CT).
  • CT coiling temperature
  • This pearlite region can be absent or minimized in hot stamping parts by heating after the blank preparation step (S1).
  • the content of carbon (C) and/or the content of manganese (Mn) in the blank may have a certain influence on the content of carbon (C) and/or the content of manganese (Mn) in the hot stamping part 1.
  • the content of carbon (C) and/or the content of manganese (Mn) in the blank may also affect the nanoindentation hardness and bending angle in the hot stamping part (1). Therefore, by controlling the coiling temperature (CT) in the cooling/winding step (S30) among the manufacturing processes of hot stamping parts, the martensite structure characteristics of the hot stamping part (1) are optimized to achieve high strength of the hot stamping part (1). , excellent mechanical properties with high toughness can be secured.
  • CT coiling temperature
  • S30 the present invention is not limited to this.
  • the hot stamping part 1 having a nano-indentation hardness and a standard deviation of the nano-indentation hardness in the above-mentioned range can be manufactured.
  • the tensile strength of the hot stamping part 1 may satisfy 1,350 MPa or more, and preferably may satisfy 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less.
  • the yield strength of the hot stamping part 1 may satisfy 950 MPa or more, and preferably satisfies 950 MPa or more and 1,200 MPa or less.
  • the hot stamping part 1 may satisfy a bending angle of 70° or more and 85° or less and may have an elongation of 6% or more.
  • the hot stamping part 1 may have an elongation of 6% or more and 9% or less.
  • each of the hot stamping parts according to embodiments of the present invention may have a tensile strength of 1,350 MPa or more and 1,650 MPa or less, a yield strength of 950 MPa or more and 1,200 MPa or less, and an elongation of 6% or more and 9% or less. .

Abstract

본 발명은 탄소(C): 0.15~0.27wt%, 실리콘(Si): 0.15~1.0wt%, 망간(Mn): 0.5~1.10wt%, 인(P): 0.018wt% 이하, 황(S): 0.005wt% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0wt%, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 티타늄(Ti): 0.015~0.080wt%, 니오븀(Nb): 0.015~0.080wt%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.7wt%, 붕소(B): 0.001~0.008wt%, 질소(N): 0.005wt% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 베이스 강판을 포함하는 핫 스탬핑 부품에 있어서, 상기 베이스 강판은 마르텐사이트 조직을 포함하고, 상기 마르텐사이트 조직의 나노압입경도는 3.0GPa 이상 5.0GPa 이하이고, 상기 나노압입경도의 표준편차는 0.8GPa 이하인, 핫 스탬핑 부품을 제공한다.

Description

핫 스탬핑 부품
본 발명은 핫 스탬핑 부품에 관한 것이다.
자동차용 부품에는 경량화 및 안정성을 위해서 고강도강이 적용된다. 한편, 고강도강은 중량 대비 고강도 특성을 확보할 수 있으나, 강도가 증가함에 따라 프레스 성형성이나 굽힘성이 저하되어 가공 중 소재의 파단이 발생하거나, 스프링 백 현상이 발생하여 복잡하고 정밀한 형상의 제품의 성형에 어려움이 있다.
이러한 문제점을 개선하기 위한 방안으로 핫 스탬핑 공법이 있으며 이에 대한 관심이 높아지면서 핫 스탬핑용 소재에 대한 연구도 활발히 이루어지고 있다. 예컨대, 한국 공개특허공보 제10-2017-0076009호 발명에 개시된 바와 같이, 핫 스탬핑 공법은 핫 스탬핑용 강판을 고온으로 가열 후 프레스 금형 내에서 성형과 동시에 급속 냉각하여 고강도 부품을 제조하는 성형기술이다. 구체적으로, 핫 스탬핑 공정은 일반적으로 가열/성형/냉각/트림으로 이루어지며 공정 중 소재의 상변태 및 미세조직의 변화를 이용할 수 있다. 핫 스탬핑 공정 중 가열 공정은 가열로 내에서 블랭크를 가열시키는 공정이며, 핫 스탬핑 공정 중 냉각 공정은 금형 내에서 핫 스탬핑된 성형체가 냉각되는 공정이다. 또한, 가열 공정을 통해 가열된 블랭크는 가열로로부터 금형으로 유입되는 사이에 상온에 노출되어 공랭될 수 있다.
이와 관련된 기술로서, 대한민국 특허등록공보 제10-2070579호(발명의 명칭: 핫 스탬핑 방법) 등이 있다.
본 발명의 실시예들은 마르텐사이트 조직의 나노압입경도의 균일도를 제어함으로써, 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 갖는 핫 스탬핑 부품을 제공하고자 한다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 탄소(C): 0.15~0.27wt%, 실리콘(Si): 0.15~1.0wt%, 망간(Mn): 0.5~1.10wt%, 인(P): 0.018wt% 이하, 황(S): 0.005wt% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0wt%, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 티타늄(Ti): 0.015~0.080wt%, 니오븀(Nb): 0.015~0.080wt%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.7wt%, 붕소(B): 0.001~0.008wt%, 질소(N): 0.005wt% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 베이스 강판을 포함하는 핫 스탬핑 부품에 있어서, 상기 베이스 강판은 마르텐사이트 조직을 포함하고, 상기 마르텐사이트 조직의 나노압입경도는 3.0GPa 이상 5.0GPa 이하이고, 상기 나노압입경도의 표준편차는 0.8GPa 이하인, 핫 스탬핑 부품을 제공한다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따르면, 마르텐사이트 조직의 나노압입경도의 균일도를 제어함으로써, 핫 스탬핑 부품이 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 확보할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정된 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법의 가열 단계를 구체적으로 도시한 순서도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법의 가열 단계에 있어서, 복수의 구간을 구비한 가열로를 설명하기 위해 도시한 도면이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법에 있어서 가열 시간에 따른 복수의 구간의 승온속도 변화율을 나타내는 도면이다.
도 5는 소재 두께에 따른 가열 시간 및 가열 온도에 따른 가열 시간을 도시한 도면이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품을 제조하기 위한 블랭크의 제조 방법을 구체적으로 도시한 순서도이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 일부를 개략적으로 도시하는 단면도이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판의 단면을 나타내는 현미경 사진이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판의 단면을 나타내는 현미경 사진이다.
도 10은 비교예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판의 단면을 나타내는 현미경 사진이다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품의 굽힘각은 70°이상 85° 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 나노압입경도의 상기 표준편차를 상기 나노압입경도의 평균으로 나눈 값을 변동계수라고 할 때, 상기 변동계수는 0.2 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직의 탄소(C)의 함량의 표준편차는 0.04wt% 미만일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품은 상기 베이스 강판 내에 분포된 미세석출물들을 더 구비하고, 상기 미세석출물들은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함할 수 있다.
본 실시예에 있어서, 단위면적(100㎛2)당 분포된 상기 미세석출물들의 개수는 9,000개 이상 30,000개 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 미세석출물들의 평균 직경은 0.003㎛ 이상 0.006㎛ 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품의 인장 강도는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품의 항복 강도는 950MPa 이상 1,200MPa 이하일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품의 연신율은 6% 이상일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직은 복수의 래스(Lath) 구조를 포함할 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 핫 스탬핑 부품은 상기 베이스 강판 상에 배치된 도금층을 더 구비할 수 있다.
전술한 것 외의 다른 측면, 특징, 이점은 이하의 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용, 청구범위 및 도면으로부터 명확해질 것이다.
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.
이하의 실시예에서, 막, 영역, 구성 요소 등의 부분이 다른 부분 위에 또는 상에 있다고 할 때, 다른 부분의 바로 위에 있는 경우뿐만 아니라, 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 있는 경우도 포함한다.
도면에서는 설명의 편의를 위하여 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다. 예를 들어, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.
본 명세서에서 "A 및/또는 B"는 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다. 또한, 본 명세서에서 "A 및 B 중 적어도 어느 하나"는 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다.
이하의 실시예들에서, "평면상"이라 할 때, 이는 대상 부분을 위에서 보았을 때를 의미하며, "단면상"이라 할 때, 이는 대상 부분을 수직으로 자른 단면을 옆에서 보았을 때를 의미한다. 이하의 실시예들에서, "중첩"이라 할 때, 이는 "평면상" 및 "단면상" 중첩을 포함한다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세히 설명하기로 하며, 도면을 참조하여 설명할 때 동일하거나 대응하는 구성 요소는 동일한 도면부호를 부여하기로 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이고, 도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법의 가열 단계를 구체적으로 도시한 순서도이다. 이하에서는, 도 1 및 도 2를 참조하여 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 설명한다.
도 1을 참조하면, 일 실시예에서, 핫 스탬핑 부품의 제조 방법은 블랭크 투입 단계(S100), 가열 단계(S200), 이송 단계(S300), 성형 단계(S400), 및 냉각 단계(S500)를 포함할 수 있다. 실시예에 따라 본 발명의 핫 스탬핑 부품의 제조 방법은 블랭크 준비 단계(S1)를 더 포함할 수 있다. 블랭크 준비 단계(S1)는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품을 제조하기 위한 핫 스탬핑용 블랭크(이하, 간략히 '블랭크'라 지칭할 수 있다.)를 제조하는 단계를 의미하며, 이에 관하여는 후술하는 도 6를 통해 상세히 설명한다.
먼저, 블랭크 투입 단계(S100)는 서로 다른 승온 속도 범위를 가지는 복수의 구간을 구비한 가열로 내로 블랭크를 투입하는 단계일 수 있다. 블랭크는 베이스 강판의 적어도 일면에 도금층이 형성된 형태로 구비될 수 있다. 베이스 강판은 소지 강판으로서 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 강 슬라브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다.
일 실시예에서, 블랭크 투입 단계(S100)에서는 가열로 내로 투입된 블랭크가 롤러에 실장된 후 이송 방향을 따라 이송될 수 있다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 블랭크 투입 단계(S100) 이후에, 가열 단계(S200)가 수행될 수 있다. 일 실시예에서, 가열 단계(S200)는 다단 가열 단계(S210) 및 균열 가열 단계(S220)를 포함할 수 있다. 따라서, 블랭크 투입 단계(S100) 이후에, 다단 가열 단계(S210)와 균열 가열 단계(S220)가 이루어질 수 있다. 다단 가열 단계(S210) 및 균열 가열 단계(S220)는 블랭크가 가열로 내에 구비된 복수의 구간을 통과하며 가열되는 단계일 수 있다.
일 실시예에서, 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.
구체적으로, 다단 가열 단계(S210)에서는 블랭크가 가열로 내에 구비된 복수의 구간을 통과하며 단계적으로 승온될 수 있다. 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 다단 가열 단계(S210)가 수행되는 구간은 복수 개 존재할 수 있고, 블랭크가 투입되는 가열로의 입구로부터 블랭크가 취출되는 가열로의 출구 방향으로 높아지도록 각 구간별로 온도가 설정되어 블랭크가 단계적으로 승온될 수 있다.
다단 가열 단계(S210) 이후에 균열 가열 단계(S220)가 이루어질 수 있다. 균열 가열 단계(S220)에서는 다단 가열된 블랭크가 Ac3 내지 1000℃의 온도로 설정된 가열로의 구간을 통과하며 열처리될 수 있다. 바람직하게는, 균열 가열 단계(S220)에서는 다단 가열된 블랭크를 830℃ 내지 1000℃의 온도에서 균열 가열할 수 있다. 또한, 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 균열 가열 단계(S220)가 수행되는 구간은 적어도 하나 이상일 수 있다.
도 3은 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법의 가열 단계에 있어서, 복수의 구간을 구비한 가열로를 설명하기 위해 도시한 도면이다.
도 3을 참조하면, 일 실시예에 따른 가열로는 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수의 구간(P1, P2, P3, P4)을 구비할 수 있다. 보다 구체적으로, 가열로는 제1 온도 범위(T1)를 가지는 제1 가열 구간(P1), 제2 온도 범위(T2)를 가지는 제2 가열 구간(P2), 제3 온도 범위(T3)를 가지는 제3 가열 구간(P3) 및 제4 온도 범위(T4)를 가지는 제4 가열 구간(P4)을 구비할 수 있다. 이때, 제3 가열 구간(P3)은 서로 다른 온도 범위를 가지는 두 개의 구간을 구비할 수 있다. 제3 가열 구간(P3)은 제3-1 온도 범위(T3-1)를 가지는 제3-1 가열 구간(P3-1) 및 제3-2 온도 범위(T3-2)를 가지는 제3-2 가열 구간(P3-2)을 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 제2 가열 구간(P2)은 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수 개의 구간을 구비할 수 있다. 예컨대, 제2 가열 구간(P2)은 제2-1 온도 범위(T2-1)를 가지는 제2-1 가열 구간(P2-1) 및 제2-2 온도 범위(T2-2)를 가지는 제2-2 가열 구간(P2-2)을 포함할 수 있다. 다만, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 제2 가열 구간(P2)은 제2-1 온도 범위(T2-1)를 가지는 제2-1 가열 구간(P2-1) 내지 제2-n 온도 범위(T2-n)를 가지는 제2-n 가열 구간(P2-n)을 포함할 수 있다. 이때, n은 2 이상의 자연수일 수 있다.
일 실시예에서, 제1 가열 구간(P1)도 서로 다른 온도 범위를 가지는 복수 개의 구간을 구비할 수 있다. 예컨대, 제1 가열 구간(P1)은 제1-1 온도 범위(T1-1)를 가지는 제1-1 가열 구간(P1-1) 및 제1-2 온도 범위(T1-2)를 가지는 제1-2 가열 구간(P1-2)을 포함할 수 있다. 다만, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 제1 가열 구간(P1)은 제1-1 온도 범위(T1-1)를 가지는 제1-1 가열 구간(P1-1) 내지 제1-n 온도 범위(T1-n)를 가지는 제1-n 가열 구간(P1-n)을 포함할 수 있다. 이때, n은 2 이상의 자연수일 수 있다.
일 실시예에서, 도 2 및 도 3을 참조하면, 다단 가열 단계(S210)에서는 블랭크가 가열로 내에 정의된 제1 가열 구간(P1), 제2 가열 구간(P2), 및 제3-1 가열 구간(P3-1)을 통과하며 단계적으로 가열(또는, 다단 가열)될 수 있다. 또한, 균열 가열 단계(S220)에서는 다단 가열된 블랭크가 제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)을 통과하며 균열 가열될 수 있다. 즉, 제1 가열 구간(P1), 제2 가열 구간(P2), 및 제3-1 가열 구간(P3-1)은 블랭크가 다단 가열되는 구간에 해당하고, 제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)은 블랭크가 균열 가열되는 구간에 해당한다.
일 실시예에서, 제4 가열 구간(P4)은 복수 개의 구간을 구비할 수 있다. 예컨대, 제4 가열 구간(P4)은 2개의 구간으로 구비되거나, 3개의 구간으로 구비되는 등 복수 개의 구간으로 구비될 수 있다. 이때, 제4 가열 구간(P4)에 구비된 복수 개의 구간들의 온도 범위(또는, 온도)는 동일할 수 있다.
제1 가열 구간(P1) 내지 제4 가열 구간(P4)은 차례대로 가열로 내에 배치될 수 있다. 제1 가열 구간(P1)은 블랭크가 투입되는 가열로의 입구와 인접하고, 제4 가열 구간(P4)은 블랭크가 배출되는 가열로의 출구와 인접할 수 있다. 따라서, 제1 온도 범위(T1)를 가지는 제1 가열 구간(P1)이 가열로의 첫 번째 구간일 수 있고, 제4 온도 범위(T4)를 가지는 제4 가열 구간(P4)이 가열로의 마지막 구간일 수 있다. 후술할 바와 같이, 가열로의 복수의 구간들 중 제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)은 다단 가열이 수행되는 구간이 아닌 균열 가열이 수행되는 구간일 수 있다.
가열로 내에 구비된 복수의 구간의 온도, 예컨대 제1 가열 구간(P1) 내지 제4 가열 구간(P4)의 온도는 블랭크가 투입되는 가열로의 입구로부터 블랭크가 취출되는 가열로의 출구 방향으로 증가할 수 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 가열 구간(P1)과 제2 가열 구간(P2)의 온도 차는 0℃ 보다 크고 100℃ 이하일 수 있다.
일 실시예로, 제1 가열 구간(P1)의 제1 온도 범위(T1)는 680℃ 내지 870℃일 수 있다. 제2 가열 구간(P2)의 제2 온도 범위(T2)는 700℃ 내지 930℃일 수 있다. 제3-1 가열 구간(P3-1)의 제3-1 온도 범위(T3-1)는 800℃ 내지 950℃일 수 있다. 제3-2 가열 구간(P3-2)의 제3-2 온도 범위(T3-2)는 AC3 내지 1000℃일 수 있다. 제4 가열 구간(P4)의 제4 온도 범위(T4)는 Ac3 내지 1,000℃일 수 있다. 바람직하게는, 제4 가열 구간(P4)의 제4 온도 범위(T4)는 830℃ 이상 1,000℃ 이하일 수 있다. 제3-2 가열 구간(P3-2)의 제3-2 온도 범위(T3-2)와 제4 가열 구간(P4)의 제4 온도 범위(T4)는 동일할 수 있다.
일 실시예에서, 제2 가열 구간(P2)이 전술한 서로 다른 온도 범위를 가지는 제2-1 가열 구간(P2-1) 및 제2-2 가열 구간(P2-2)을 포함하는 경우, 제2-1 온도 범위(T2-1)는 700℃ 내지 900℃ 일 수 있고, 제2-2 가열 구간(P2-2)의 제2-2 온도 범위(T2-2)는 750℃ 내지 930℃일 수 있다.
전술한 복수의 구간을 정의하는 경계값들에 관하여 설명한다. 경계값들은 그래프의 가로축으로서 가열 시간(s)을 나타낸다. 먼저, 제1 가열 구간(P1) 및 제2 가열 구간(P2)의 사이에 위치하는 제1 경계값(e1)은 약 30s 내지 약 50s일 수 있고, 약 40s일 수 있다. 제2 가열 구간(P2) 및 제3 가열 구간(P3)의 사이에 위치하는 제2 경계값(e2)은 약 80s 내지 약 130s일 수 있고, 약 85s일 수 있다. 제3-1 가열 구간(P3-1) 및 제3-2 가열 구간(P3-2)의 사이에 위치하는 제3 경계값(e3)은 약 110s 내지 약 180s일 수 있고, 약 120s일 수 있다. 제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)의 사이에 위치하는 제4 경계값(e4)은 약 140s 내지 약 230s일 수 있고, 약 150s일 수 있다.
일 실시예에서, 제2 가열 구간(P2)이 전술한 서로 다른 온도 범위를 가지는 제2-1 가열 구간(P2-1) 및 제2-2 가열 구간(P2-2)을 포함하는 경우, 제2-1 가열 구간(P2-1) 및 제2-2 가열 구간(P2-2)의 사이에 위치하는 제2-1 경계값(e2')은 약 50s 내지 약 110s일 수 있고, 약 60s일 수 있다.
도 3에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 가열로가 대표적으로 서로 다른 온도 범위를 가지는 다섯 개의 구간(P1, P2, P3-1, P3-2, P4)을 구비한 것으로 도시되어 있으나, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 가열로 내에는 서로 다른 온도 범위를 가지는 여섯 개, 일곱 개, 또는 여덟 개 등의 구간이 구비될 수도 있다.
일 실시예에서, 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 블랭크가 다단 가열되는 구간의 길이와 복수의 구간 중 블랭크가 균열 가열되는 구간의 길이의 비는 1:1 내지 4:1을 만족할 수 있다. 가열로 내에서 블랭크가 균열 가열되는 구간의 길이가 증가하여 블랭크가 다단 가열되는 구간의 길이와 블랭크가 균열 가열되는 구간의 길이의 비가 1:1을 초과할 경우, 균열 가열 구간에서 블랭크 내로 수소 침투량이 증가하여 지연파단이 증가할 수 있다. 반면에, 블랭크가 균열 가열되는 구간의 길이가 감소하여 블랭크가 다단 가열되는 구간의 길이와 블랭크가 균열 가열되는 구간의 길이의 비가 4:1 미만인 경우, 균열 가열 구간(시간)이 충분히 확보되지 않아 핫 스탬핑 부품의 제조 공정에 의해 제조된 핫 스탬핑 부품의 강도가 불균일할 수 있다.
일 실시예에서, 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 균일 가열 구간의 길이는 가열로의 총 길이의 20% 내지 50%일 수 있다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법에 있어서 가열 시간에 따른 복수의 구간의 승온속도 변화율을 나타내는 도면이다. 이때, 도 4는 가열 시간(s)에 따른 블랭크의 승온 속도(℃/s) 그래프를 나타낸다. 도 4에 도시된 복수의 구간 및 경계값들은 도 3에서 전술한 내용과 동일한 내용으로 설명을 간략히 하거나 생략할 수 있다.
도 4를 참조하면, 블랭크의 다단 가열이 수행되는 복수의 구간의 승온속도(℃/s) 또는 승온속도 변화율(℃/s2)의 분포는 후술하는 바와 같다. 이하, "승온속도 변화율"이라 함은 도 4에 도시된 그래프의 각 구간의 평균 기울기로서, 이하에서는 '평균 승온속도 변화율'로 설명할 수 있다. 도 4에는 본 발명의 일 실시예에 따른 승온속도 제1 제어 곡선(410) 및 비교 실시예에 따른 승온속도 제2 제어 곡선(420)이 도시되어 있다.
먼저 본 발명의 일 실시예에 따른 승온속도 제1 제어 곡선(410)에 대하여 설명한다.
제1 가열 구간(P1)은 제1 평균 승온속도 변화율(r1)을 가질 수 있다. 제1 가열 구간(P1) 이후에 위치하는 제2 가열 구간(P2)은 제1 평균 승온속도 변화율(r1)과 상이한 제2 평균 승온속도 변화율(r2)을 가질 수 있다. 제2 가열 구간(P2) 이후에 위치하는 제3 가열 구간(P3)은 제1 평균 승온속도 변화율(r1) 및 제2 평균 승온속도 변화율(r2)과 상이한 제3 평균 승온속도 변화율(r3)을 가질 수 있다. 이때, 제3 평균 승온속도 변화율(r3)은 양의 값에서 음의 값으로 변화하는 구간을 포함할 수 있다. 제3 가열 구간(P3) 이후에 위치하는 제4 가열 구간(P4)은 제1 평균 승온속도 변화율(r1), 제2 평균 승온속도 변화율(r2), 및 제3 평균 승온속도 변화율(r3)과 상이한 제4 평균 승온속도 변화율(r4)을 가질 수 있다.
제1 가열 구간(P1)은 일반 승온 구간일 수 있고, 제2 가열 구간(P2)에서는 승온속도가 제1 가열 구간(P1) 대비 완만하게 감소하여(|r1|>|r2|) 도금층의 합금화가 수행될 수 있다. 제3 가열 구간(P3)은 블랭크의 베이스 강판이 상변태하는 상변태 구간으로서, 제3-1 가열 구간(P3-1)은 양(+)의 승온속도 변화율을 가지고, 제3-2 가열 구간(P3-2)은 음(-)의 승온속도 변화율을 가질 수 있다. 제4 가열 구간(P4)은 블랭크가 균일한 온도로 균열 가열되는 안정화 구간일 수 있다.
제1 제어 곡선(410)을 참조하면, 제1 평균 승온속도 변화율(r1) 및 제2 평균 승온속도 변화율(r2)은 각각 음의 값을 가지고, 제1 평균 승온속도 변화율(r1)의 절대값은 제2 평균 승온속도 변화율(r2)의 절대값보다 클 수 있다(|r1|>|r2|). 일 실시예에서, 제1 평균 승온속도 변화율(r1)은 약 -0.5 ℃/s2 이상 0 이하일 수 있다. 예컨대, 제1 평균 승온속도 변화율(r1)은 약 -0.3 ℃/s2 일 수 있다. 일 실시예에서, 제2 평균 승온속도 변화율(r2)은 약 -0.25 ℃/s2 이상 0 이하일 수 있다. 예컨대, 제2 평균 승온속도 변화율(r2)은 약 -0.07 ℃/s2 일 수 있다.
일 실시예에서, 제1 가열 구간(P1)과 제2 가열 구간(P2) 사이에서, 즉 제1 경계값(e1) 부근에서 제1 평균 승온속도 변화율(r1)로부터 제2 평균 승온속도 변화율(r2)로의 변화는 불연속적일 수 있다. 구체적으로, 제1 가열 구간(P1)에서 제1 평균 승온속도 변화율(r1)을 정의하는 제1 경계값(e1)에서의 승온속도(v1)와, 제2 가열 구간(P2)에서 제2 평균 승온속도 변화율(r2)을 정의하는 제1 경계값(e1)에서의 승온속도(v2)는 다른 값을 가질 수 있다. 다시 말해, 제1 평균 승온속도 변화율(r1)의 최종 승온속도(v1)와 제2 평균 승온속도 변화율(r2)의 최초 승온속도(v2)는 다른 값일 수 있다. 제1 경계값(e1) 부근에서 승온속도 변화율이 불연속적으로 변화할 때(r1 → r2)(410), 연속적으로 변화하는 경우(420)와 비교할 때 핫 스탬핑 부품의 용접성을 향상시킬 수 있다.
도금층 변화에 많은 에너지가 요구되기 때문에 제1 가열 구간(P1) 및 제2 가열 구간(P2) 사이에서 평균 승온속도 변화율이 불연속적으로 변화될 수 있다. 베이스 강판의 Fe가 Al 도금층으로 확산이 이루어지고, 도금층 내에 Al-Fe 상이 초기 생성되고 성장하기 위해서는 이에 필요한 에너지가 공급되어야 한다. 또한, 베이스 강판으로 확산된 Fe는 시간이 경과함에 따라 Al-Fe-Si 합금층을 생성하는데, 제1 경계값(e1) 부근에서 승온속도 변화율의 변화가 불연속적일수록 표면까지의 확산이 균일하게 이루어지고 이에 따라 양호한 용접성을 얻을 수 있다. 반면, 변화가 연속적인 경우에는 Al-Fe-Si의 확산이 표면까지 빠르고 불균일하게 이루어지기 때문에 표면에 용접 저항이 높은 상들이 존재하여 용접성이 떨어지는 현상이 발생할 수 있다.
일 실시예에서, 제3 가열 구간(P3)은 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)을 가지는 제3-1 가열 구간(P3-1) 및 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)을 가지는 제3-2 가열 구간(P3-2)을 포함할 수 있다. 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)은 양의 값을 가지고, 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)은 음의 값을 가져, 제3 평균 승온속도 변화율(r3)은 양에서 음의 값으로 변화하는 구간을 가질 수 있다. 이때, 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)의 절대값은 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)의 절대값보다 작을 수 있다(|r3-1|<|r3-2|). 일 실시예에서, 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)은 0 이상 약 0.25 ℃/s2 이하일 수 있다. 예컨대, 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)은 약 0.07 ℃/s2 일 수 있다. 일 실시예에서, 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)은 약 -0.3 ℃/s2 이상 0 이하일 수 있다. 예컨대, 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)은 약 -0.08 ℃/s2 일 수 있다.
제3-1 가열 구간(P3-1)에서 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)이 작을수록 제1 제어 곡선(410)의 기울기가 완만할 수 있고, 제1 제어 곡선(410)의 기울기가 완만할수록 혼입 수소량은 감소하고 이에 따라 수소취성은 개선될 수 있다. 이와 대비하여 제2 제어 곡선(420)은 제3-1 가열 구간(P3-1)에서 승온속도 변화율이 급격히 증가하거나 불연속으로 증가하는 형태를 가지는데, 이런 경우 혼입 수소량은 증가하고 이에 따라 수소취성은 열위해질 수 있다. 이와 같이, 제3 가열 구간(P3)에서는 제1 가열 구간(P1) 및 제2 가열 구간(P2) 사이에서와 달리, 베이스 강판의 상변태가 수행되는 구간으로서 급격한 온도 변화가 있을 경우 이로 인한 수소취성, 지연 파단 등의 문제가 있을 수 있으므로, 승온속도 변화율이 낮을수록 유리하다.
제2 가열 구간(P2)과 제3-1 가열 구간(P3-1) 사이에서, 즉 제2 경계값(e2) 부근에서 제2 평균 승온속도 변화율(r2)로부터 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)로의 변화는 음의 값으로부터 양의 값으로 변화할 수 있다. 즉, 승온속도가 감소하다가 증가하면서 베이스 강판의 상변태가 일어날 수 있다. 예컨대, 베이스 강판의 상변태 중 해당 구간에서 오스테나이트로 변태 시 흡열 반응이 일어나며 이를 위한 에너지 공급이 필요하므로 승온속도는 제3-1 가열 구간(P3-1)에서 다시 증가해야 오스테나이트로의 합리적인 수준의 상변태를 유도할 수 있다.
제3-1 가열 구간(P3-1)과 제3-2 가열 구간(P3-2) 사이에서, 즉 제3 경계값(e3) 부근에서 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1)로부터 제3-2 평균 승온속도 변화율(r3-2)로의 변화는 양의 값으로부터 음의 값으로 변화할 수 있다. 즉, 승온속도가 증가하다가 다시 감소하면서 베이스 강판의 상변태가 일어날 수 있다.
일 실시예에서, 제4 평균 승온속도 변화율(r4)의 절대값은 제1 평균 승온속도 변화율(r1), 제2 평균 승온속도 변화율(r2) 및 제3 평균 승온속도 변화율(r3) 각각의 절대값보다 작을 수 있다. 예컨대, 제4 평균 승온속도 변화율(r4)은 0에 가까운 값으로 제4 가열 구간(P4)은 균일한 온도로 균열 가열되는 구간일 수 있다.
제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)에서 블랭크가 가열되는 시간(t4)은 전체 가열 시간(t)의 약 50 % 이하일 수 있다. 이는 블랭크가 제1 가열 구간(P1), 제2 가열 구간(P2), 및 제3-1 가열 구간(P3-1)에서 다단 가열되는 시간(t1) 대비 제3-2 가열 구간(P3-2) 및 제4 가열 구간(P4)에서 균열 가열되는 시간(t4)이 길어질수록 용접성, 수소취성 및 굽힘 성능 등의 부품 특성이 열위해질 수 있기 때문이다.
이하, 전술한 제1 제어 곡선(410) 대비 제2 제어 곡선(420)의 특성에 대하여 설명하되, 제1 제어 곡선(410)과 다른 점을 위주로 설명한다. 제2 제어 곡선(420)을 참조하면, 제1 가열 구간(P1) 및 제2 가열 구간(P2) 사이에서 제1' 평균 승온속도 변화율(r1')은 연속적으로 변화할 수 있다. 구체적으로, 제1 가열 구간(P1)에서 제1' 평균 승온속도 변화율(r1')을 정의하는 제1 경계값(e1)에서의 승온속도와, 제2 가열 구간(P2)에서 제1' 평균 승온속도 변화율(r1')을 정의하는 제1 경계값(e1)에서의 승온속도(v1')는 같은 값을 가질 수 있다.
일 실시예에서, 제1' 평균 승온속도 변화율(r1')은 약 -0.26℃/s2이상 0 이하일 수 있다. 예컨대, 제1' 평균 승온속도 변화율(r1')은 약 -0.2℃/s2 일 수 있다.
제2 제어 곡선(420)의 제3 가열 구간(P3)에서의 승온속도 변화율(r3'; r3-1', r3-2')의 변화 특성은 제1 제어 곡선(410)에서 설명한 것과 동일한 특성을 가질 수 있다. 다만, 제3-1' 승온속도 변화율(r3-1')은 제1 제어 곡선(410)의 제3-1 평균 승온속도 변화율(r3-1) 대비 불연속, 불안정한 값을 가질 수 있다. 이때, 제3-1' 승온속도 변화율(r3-1')은 제3-1 가열 구간(P3-1) 중 승온 속도가 증가 추세를 보이는 전단부에서의 변화율을 의미할 수 있다. 제3-1' 승온속도 변화율(r3-1')은 약 0.04℃/s2 이상 약 0.16℃/s2 이하일 수 있다. 예컨대, 제3-1' 승온속도 변화율(r3-1')은 약 0.1℃/s2 일 수 있다. 제3-2' 승온속도 변화율(r3-2')은 약 -0.16℃/s2 이상 약 -0.04℃/s2 이하일 수 있다. 예컨대, 제3-2' 승온속도 변화율(r3-2')은 약 -0.1℃/s2 일 수 있다. 제2 제어 곡선(420)의 제4 가열 구간(P4)은 제1 제어 곡선(410)과 마찬가지로 제4 평균 승온속도 변화율(r4)이 0에 근사한 값을 가지는 균열 가열 구간일 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법에 있어서, 전술한 바와 같은 복수의 구간 특성에 따른 구간 별로 승온속도 변화율을 제어함으로써 핫 스탬핑 부품의 초고강도 특성, 용접성, 수소취성, 굽힘 성능 등의 부품 특성을 정밀하게 제어하고 개선할 수 있다.
도 4의 가로축에 도시된 가열 시간(s)과 경계값들 간의 관계는 도 4에 도시된 바에 한정되지 않고, 본 개시의 핫 스탬핑용 부품의 부품 성능을 개선하는 범위에서 다양하게 변경 적용될 수 있다. 이상에서는 복수의 구간이 5개의 구간을 구비하는 것으로 설명하였으나, 승온속도 변화율의 분포에 따라 복수의 구간은 다르게 구분될 수 있다.
도 5는 소재 두께에 따른 가열 시간 및 가열 온도에 따른 가열 시간을 도시한 도면이다. 구체적으로, 도 5는 소재 두께에 따른 최소 가열 시간 및 가열 온도에 따른 최소 가열 시간을 설명하기 위해 도시한 그래프이다. 도 5에서 가열 온도는 균열 가열 단계(S220)의 균열 온도를 의미하고, 가열 시간은 가열 단계(S200)의 전체 가열 시간을 의미한다.
도 1, 도 2 및 도 5을 참조하면, 소재 두께가 동일한 경우, 가열 온도가 감소할수록 최소 가열 시간이 증가하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 가열 온도가 동일한 경우, 소재 두께가 증가할수록 최소 가열 시간이 증가하는 것을 확인할 수 있다.
가열 단계(S200)에서 블랭크가 가열되는 가열 시간(예컨대, 전체 가열 시간)이 짧으면 블랭크에서 충분한 상변태가 이루어지지 못할 수 있다. 반면에, 가열 단계(S200)에서 블랭크가 가열되는 가열 시간이 과도하면 오스테나이트 결정립 조대화, 내수소취성 저하가 발생할 뿐만 아니라, 도금층의 두께가 두꺼워져 용접성이 저하될 수 있다. 그러므로, 가열 단계(S200)에서의 가열 시간을 조절할 필요가 있다. 다만, 가열 단계(S200)에서의 가열 시간을 조절하기 위해서는 가열 온도 및 블랭크의 두께(예컨대, 소재의 두께)뿐만 아니라, 가열로의 밀폐도, 분위기, 열원 등에 의해 발생하는 가열로 내의 열손실 및 블랭크의 성분 등 다양한 변수를 고려해야한다.
일 실시예에서, 가열 단계(S200)에서의 블랭크의 가열 시간은 하기 [수학식 2]를 만족할 수 있다.
[수학식 2]
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상기 수학식 2에서 λn은 가열 시간(s), an은 가열로 열손실 보정계수, Tn은 가열 온도(℃), bn은 Ac3 온도 보정계수, cn은 고온 소재 두께 민감도 보정계수, t는 소재 두께(mm)다. 이때, 소재는 블랭크를 의미할 수 있고, 가열 시간의 단위 s는 초를 의미할 수 있다.
가열로 타입 별로 상이한 열원이 이용되므로 가열로 타입 별로 발생하는 열손실도 다를 수 있다. an은 가열로의 열손실을 고려한 보정계수로서, 약 -0.60 이상 약 -0.55 이하의 값을 가질 수 있다. 이때, an은 s/(℃ x mm) 의 단위를 가질 수 있다.
각 소재의 성분이 상이한 경우, 상변태가 일어나는 온도가 상이할 수 있다. bn은 소재 성분에 따른 Ac3 온도 차이를 고려한 보정계수로서, 약 700 이상 약 900 이하의 값을 가질 수 있다. 이때, bn은 s/mm 의 단위를 가질 수 있다.
소재의 두께에 따라 소재 내부에서 전달되는 열전도율이 달라질 수 있다. cn은 고온에서 소재의 두께에 따른 열전도율 차이를 고려한 보정계수로서, 약 0.7 이상 약 0.9 이하의 값을 가질 수 있다. 이때, 고온은 600℃ 이상을 의미할 수 있다. 다만, 고온은 500℃ 이상을 의미하거나, 700℃ 이상을 의미할 수도 있다.
가열 온도(Tn)는 균열 가열 단계(S220)의 균열 온도를 의미하고, 가열 온도(Tn)는 약 Ac3 이상 약 1000℃ 이하의 값을 가질 수 있다. 또한, 소재 두께는 약 1mm 이상 약 2.6mm 이하의 값을 가질 수 있다.
일 실시예에서, 수학식에 따른 가열 시간(λn)은 약 100s 이상 약 900s 이하일 수 있다. 가열 시간(λn)이 100s 미만인 경우, 블랭크에서 충분한 상변태가 이루어지지지 않을 수 있다. 반면에, 가열 시간(λn)이 900s 초과인 경우, 오스테나이트 결정립 조대화, 내수소성 저하가 발생할 뿐만 아니라, 도금층의 두께가 두꺼워져 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 가열 시간(λn)이 약 100s 이상 약 900s 이하의 범위를 만족하는 경우, 블랭크에서 충분한 상변태가 이루어질 수 있고, 오스테나이트 결정립 조대화가 발생하는 것이 방지 또는 최소화될 수 있으며, 내수소취성 및/또는 용접성이 저하되는 것이 방지 또는 최소화될 수 있다.
다시 도 1을 참조하면, 가열 단계(S200) 이후에 이송 단계(S300), 성형 단계(S400), 및 냉각 단계(S500)가 더 수행될 수 있다.
일 실시예에서, 이송 단계(S300)는 가열된 블랭크를 가열로로부터 금형으로 이송하는 단계일 수 있다. 이때, 이송 단계(S300)에서는 가열된 블랭크가 금형으로 이송되면서 대기 온도(또는, 상온)에서 냉각될 수 있다. 가열된 블랭크는 이송 중 공랭될 수 있다. 가열된 블랭크가 공랭되지 않으면 금형 진입 온도(예컨대, 성형개시온도)가 높아져 제조된 핫 스탬핑 부품의 표면에 주름(또는, 굴곡)이 발생할 수 있다. 또한, 냉매를 사용시 후공정(핫 스탬핑)에 영향을 미칠 수 있으므로 이송 중 가열된 블랭크가 공랭되는 것이 바람직할 수 있다.
일 실시예에서, 성형 단계(S400)는 이송된 블랭크를 핫 스탬핑하여 성형체를 성형하는 단계일 수 있다. 구체적으로, 성형 단계(S400)에서는 금형으로 블랭크를 가압하여 성형체를 형성할 수 있다.
일 실시예에서, 냉각 단계(S500)는 성형된 성형체를 냉각하는 단계일 수 있다. 냉각 단계(S500)에서는 금형 내에서 이루어질 수 있다.
일 실시예에서, 가열된 블랭크는 이송 단계(S300)에서 대기 온도(또는, 상온)에서 냉각될 수 있다. 구체적으로, 이송 단계(S300)에서는 가열 단계(S200)를 통해 가열된 블랭크가 가열로에서 취출된 후, 금형으로 이송되는 동안 대기 온도(또는, 상온)에서 냉각될 수 있다. 이후, 성형 단계(S400)에서 대기 온도(또는, 상온)에서 냉각된 블랭크의 성형이 개시될 수 있다. 이때, 블랭크의 성형이 개시되는 온도를 성형 개시 온도라고 할 수 있다. 즉, 이송 단계(S300)에서는 가열 단계(S200)를 통해 가열된 블랭크는 가열로에서 취출된 후 대기 온도에서 성형 개시 온도까지 냉각될 수 있다.
일 실시예에서, 성형 개시 온도는 500℃ 이상 700℃ 이하일 수 있다. 성형 개시 온도가 500℃ 미만인 경우, 성형 개시 온도가 너무 낮아 블랭크의 성형성이 저하될 수 있고, 제조된 핫 스탬핑 부품이 목표한 조직과 물성을 갖지 못할 수 있다. 반면에, 성형 개시 온도가 700℃ 초과인 경우, 제조된 핫 스탬핑 부품의 표면에 주름(또는 굴곡)이 발생할 수 있다. 또한, 블랭크의 도금층이 금형에 소착될 수 있다. 따라서, 성형 개시 온도가 500℃ 이상 700℃ 이하인 경우 블랭크의 성형성이 향상될 수 있고, 제조된 핫 스탬핑 부품이 목표한 조직과 물성을 가질 수 있으며, 제조된 핫 스탬핑 부품의 표면에 주름(또는, 굴곡)이 발생하는 것이 방지 또는 최소화될 수 있다.
이후, 일 실시예에서, 성형 단계(S400)에서 이송 단계(S300)를 통해 금형으로 이송된 블랭크를 성형하여 성형체를 형성할 수 있고, 냉각 단계(S500)에서 성형된 성형체를 냉각할 수 있다. 이때, 성형된 성형체를 냉각하는 냉각 단계(S500)는 금형 내에서 이루어질 수 있다.
구체적으로, 금형에서 최종 부품형상으로 성형하는 것과 동시에 성형체를 냉각하여 최종 제품이 형성될 수 있다. 금형에는 내부에 냉매가 순환하는 냉각 채널이 구비될 수 있다. 금형에 구비된 냉각 채널을 통하여 공급되는 냉매에 순환에 의해 성형체를 급랭시킬 수 있게 된다. 이때, 판재의 스프링 백(spring back) 현상을 방지함과 더불어 원하는 형상을 유지하기 위해서는 금형을 닫은 상태에서 가압하면서 급랭을 실시할 수 있다. 성형체를 성형 및 냉각 조작을 함에 있어, 마르텐사이트 종료 온도까지 평균냉각속도를 최소 10℃/s 이상으로 냉각할 수 있다.
일 실시예에서, 냉각 단계(S500)가 종료되는 금형 냉각 종료 온도는 약 상온 이상 약 200℃ 이하일 수 있다. 금형 냉각 종료 온도가 상온 미만인 경우 제조 공정의 생산성이 저하될 수 있다. 반면에, 금형 냉각 종료 온도가 200℃ 초과인 경우, 제조된 핫 스탬핑 부품이 상온에서 공랭되는데, 이때, 핫 스탬핑 부품에 뒤틀림이 발생할 수 있으며, 목표한 재질 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 냉각 단계(S500)가 종료되는 금형 냉각 종료 온도가 상온 이상 약 200℃ 이하의 범위를 만족하는 경우, 제조 공정의 생산성을 향상시킬 수 있고, 제조된 핫 스탬핑 부품이 상온에서 공랭되어 핫 스탬핑 부품에 뒤틀림이 발생하는 것이 방지 또는 최소화될 수 있다.
일 실시예에서, 이송 단계(S300)에서 블랭크가 냉각되는 공랭 시간은 약 5s 이상 약 20s 이하일 수 있다. 공랭 시간이 5s 미만인 경우 블랭크의 성형이 개시되는 성형 개시 온도가 지나치게 높아 블랭크의 성형이 높은 온도에서 진행되어 제조된 핫 스탬핑 부품에 주름(또는, 굴곡)이 발생할 수 있고, 설비 상 5s 미만의 공랭 시간을 구현하기 어려울 수 있다. 반면에, 공랭 시간이 20s 초과인 경우, 생산성이 저하될 뿐만 아니라 블랭크가 이송되는 과정에서 블랭크에서 상변태가 발생하여 블랭크의 성형성이 저하될 수 있고 제조된 핫 스탬핑 부품이 목표한 재질을 갖지 않을 수 있다. 따라서, 공랭 시간이 약 5s 이상 약 20s 이하의 범위를 만족하는 경우, 블랭크의 성형성 및 공정의 생산성을 향상시킬 수 있고, 제조된 핫 스탬핑 부품이 목표한 재질을 갖도록 할 수 있다.
일 실시예에서, 냉각 단계(S500)에서 금형 냉각 시간은 약 6s 이상 약 40s 이하일 수 있다. 금형 냉각 시간이 6s 미만인 경우, 높은 온도에서 금형 냉각이 종료되어 긴 공랭을 수반할 수 있고 이로 인해 제조된 핫 스탬핑 부품에 뒤틀림이 발생하여 목표한 치수가 확보되지 않을 수 있다. 반면에, 금형 냉각 시간이 40s 초과인 경우, 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, 금형 냉각 시간이 약 6s 이상 약 40s 이하의 범위를 만족하는 경우, 블랭크의 온도가 상온 이상 200℃ 이하일 때 금형 냉각이 종료되어 제조된 핫 스탬핑 부품에 뒤틀림이 발생하는 것이 방지 또는 최소화될 수 있고 제조 공정의 생산성이 향상될 수 있다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품을 제조하기 위한 블랭크의 제조 방법을 구체적으로 도시한 순서도이다.
블랭크의 미세조직의 구성 중 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율 조건은 도 6에서 전술한 바에 따른 블랭크의 제조 공정들의 공정 조건을 조절함으로써 제어할 수 있다.
구체적으로, 블랭크의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다. 한편, 펄라이트에는 탄소(C) 및/또는 망간(Mn)이 편석될 수 있다. 즉, 블랭크의 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 블랭크 내에서 국부적으로 집적될 수 있다. 즉, 블랭크의 미세조직은 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 "펄라이트 영역"을 포함할 수 있다. 펄라이트 영역은 페라이트와 시멘타이트(Fe3C)의 서로 다른 철강 조직이 서로 번갈아 층을 이루는 조직 형상(층상 조직)을 의미할 수 있다. 일 실시예로, 펄라이트 영역은 열간압연된 강판 내에서 띠 모양(또는 밴드 형태)으로 형성될 수 있다. 본 명세서에서, "펄라이트 영역" 에 대해 '펄라이트가 국부적으로 집적된 영역'이라 함은 펄라이트 영역 내의 페라이트와 시멘타이트(Fe3C) 각각이 띠 모양으로 형성될 때, 서로 다른 띠 간의 구분이 명확하여 층상 조직이 명확히 보이는 영역을 의미할 수 있다.
펄라이트 영역은 펄라이트 영역에 집적된 펄라이트가 포함하는 탄소(C)의 함량 및 망간(Mn)의 함량에 따라 핫 스탬핑 부품의 기계적 특성에 영향을 미치는 정도가 상이할 수 있다. 구체적으로, 핫 스탬핑 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 핫 스탬핑 부품의 기계적 특성에 미치는 영향이 미미하다.
일 실시예에서, 블랭크는 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.
구체적으로, 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. 제1영역들의 단변 방향의 선밀도는 0.001/㎛ 이상 0.1/㎛ 이하를 만족하도록 제어될 수 있다. 제1영역들의 면적분율은 0.01% 이상 15% 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
한편, 블랭크는 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 핫 스탬핑 부품의 인장 강도 및 굽힘 특성을 저하시킬 수 있는 바, 사전 설정된 면적분율 이하로 제어될 수 있다. 구체적으로, 제2영역들의 면적분율은 0% 이상 5% 이하를 만족하도록 제어될 수 있다.
즉, 블랭크가 포함하는 펄라이트는 면적분율로 0.01% 이상 15% 이하의 제1영역들 및 0% 이상 5% 이하의 제2영역들을 포함하도록 제어될 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, 블랭크가 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 6를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 블랭크의 제조 방법(혹은 블랭크 준비 단계; S1)은 재가열 단계(S10), 열간압연 단계(S20), 냉각/권취 단계(S30), 냉간압연 단계(S40), 소둔 열처리 단계(S50) 및 도금 단계(S60)를 포함할 수 있다.
참고로 도 6에는 S10 내지 S60 단계가 독립적인 단계로 도시되어 있으나, S10 내지 S60 단계 중 일부는 하나의 공정에서 수행될 수 있으며, 필요에 따라 S10 내지 S60 단계 중 일부가 생략되는 것도 가능하다.
먼저, 핫 스탬핑용 블랭크를 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬래브를 준비한다. 상기 슬래브는 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 크롬(Cr), 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 붕소(B), 질소(N) 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
재가열 단계(S10)는 열간압연을 위해 상기 조성을 갖는 슬래브를 소정의 슬래브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT) 범위에서 재가열하는 단계이다. 재가열 단계(S10)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 1,100℃ 내지 1,300℃로 제어될 수 있다. 슬래브 재가열 온도(SRT)가 1,100℃ 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 1,300℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간압연 단계(S20)는 재가열 단계(S10)에서 재가열된 슬래브를 소정의 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT) 범위에서 열간압연하여 강판을 제조하는 단계이다.
일 실시예로, 마무리 압연 온도(FDT) 범위는 800℃ 내지 1000℃로 제어될 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)가 800℃ 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 열간압연 중 통판성의 문제가 발생할 수 있다. 이와 반대로, 마무리 압연 온도(FDT)가 1000℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 확보가 어려워질 수 있다.
일 실시예로, 열간압연 시 압하율은 90% 이상을 만족하도록 제어될 수 있다. 이를 통해, 제조된 블랭크의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다.
한편, 재가열 단계(S10) 및 열간압연 단계(S20)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(S30)는 열간압연 단계(S20)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℃이고, 상기 사전 설정된 시간은 30초 이하일 수 있다. 이러한 열간압연된 강판을 냉각하는 단계에서의 냉각 종료 온도 범위 및 냉각 시간은 제조된 블랭크의 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 사전 설정된 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 사전 설정된 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 Ms+50℃ 이상 650℃ 미만으로 제어될 수 있다. 권취 온도(CT)는 제조된 블랭크의 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 Ms+50℃ 이상 650℃ 미만을 만족하는 경우, 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 반면에, 권취 온도(CT)가 Ms+50℃ 미만일 경우에는 과냉으로 인한 저온상 분율이 높아져 강도 증가 및 냉간압연 시 압연부하가 심화될 우려가 있으며, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 650℃ 이상인 경우에는 상기 펄라이트 영역의 크기, 밀도 및/또는 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하지 못하여 강도 및 굽힘 특성 등이 저하될 수 있고, 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
구체적으로, 권취 온도가 650℃ 이상인 경우 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)이 과도하게 넓은 면적에서 형성됨으로써 펄라이트 밴드가 형성될 수 있다. 이에 따라, 탄소(C) 및/또는 망간(Mn)이 블랭크 내에 불균일하게 분포될 수 있다. 이는 핫 스탬핑 후의 성형 부품 내의 탄소(C)의 균일도 및/또는 망간(Mn)의 균일도에도 영향을 줄 수 있다. 따라서, 이는 핫 스탬핑 후의 성형 부품 내의 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도에 영향을 주어, 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 굽힙 특성 등이 저하될 수 있다.
이에 반해, 권취 온도(CT)가 Ms+50℃ 이상 650℃ 미만을 만족하는 경우, 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)이 상대적으로 적은 면적에서 형성되므로, 펄라이트 밴드가 형성되지 않거나 상대적으로 적은 면적에서 형성될 수 있다. 이에 따라, 탄소(C) 및/또는 망간(Mn)이 블랭크 내에 균일하게 분포될 수 있다. 이는 핫 스탬핑 후의 성형 부품 내의 탄소(C)의 균일도 및/또는 망간(Mn)의 균일도에도 영향을 줄 수 있다. 따라서, 이는 핫 스탬핑 후의 성형 부품 내의 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도에도 영향을 주어, 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 굽힙 특성 등이 향상될 수 있다.
한편, 권취 온도(CT)가 Ms+50℃ 미만인 경우, 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)이 상대적으로 적은 면적에서 형성되나, 저온상 형성으로 냉연 공정 중 판재 형상 문제가 발생할 수 있으며, 판파단이 발생할 가능성이 증가할 수 있다.
냉간압연 단계(S40)는 냉각/권취 단계(S30)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 5% 내지 80%로 제어될 수 있다. 이를 통해, 제조된 블랭크의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율이 사전 설정된 조건을 만족하도록 제어될 수 있다. 예컨대, 압하율이 5% 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(S50)는 냉간압연 단계(S40)에서 냉간압연된 강판을 700℃ 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 실시예로, 소둔 열처리 단계(S50)는 냉간압연된 강판을 Ae3±200℃의 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계일 수 있다. 한편, 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다. 이때 냉각속도는 1~40℃/sec일 수 있다.
도금 단계(S60)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 일 실시예로, 도금 단계(S60)는 소둔 열처리 단계(S50)에서 소둔 열처리된 강판 상에 Al-Si 도금층을 형성하는 단계를 포함할 수 있다.
구체적으로, 도금 단계(S60)는 강판을 Bs±150℃ 범위의 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 40 내지 200g/m2을 만족하도록 제어될 수 있다.
이와 같이 S10 내지 S60 단계를 거쳐 제조한 핫 스탬핑용 블랭크에 대하여 핫 스탬핑 공정을 수행함으로써, 요구되는 기계적 특성(예컨대, 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등)을 만족하는 핫 스탬핑 후의 성형 부품을 제조할 수 있다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 일부를 개략적으로 도시하는 단면도이며, 도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)의 단면을 나타내는 현미경 사진이다. 도 8에 도시된 베이스 강판(10)은 도 1 내지 도 6을 참조하여 전술한 핫 스탬핑 부품의 제조 방법(예를 들어, 도 4의 410 곡선)에 의해 제조된 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)일 수 있다.
도 7를 참조하면, 핫 스탬핑 부품(1)은 베이스 강판(10) 및 베이스 강판(10) 상에 배치된 도금층(20)을 포함할 수 있다. 도금층(20)은 합금화층으로서 베이스 강판(10)의 적어도 일면에 형성되고, 알루미늄(Al), 철(Fe) 등을 포함할 수 있다. 도시되지는 않았으나, 도금층(20)은 베이스 강판(10) 상에 순차적으로 적층된 복수의 층들(미도시)을 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 복수의 층들은 순차적으로 α-Fe상, Fe2Al5상, AlFe상 및 Fe2Al5상을 가질 수 있으나 복수의 층의 조성은 이에 한정되지 않는다.
베이스 강판(10)은 소지 강판으로서 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 강 슬라브에 대해 열연 공정, 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다.
일 실시예에서, 베이스 강판(10)은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 크롬(Cr), 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 붕소(B), 질소(N) 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
일 실시예로, 베이스 강판(10)은 탄소(C): 0.15~0.27wt%, 실리콘(Si): 0.15~1.0wt%, 망간(Mn): 0.5~1.10wt%, 인(P): 0.018wt% 이하, 황(S): 0.005wt% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0wt%, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 티타늄(Ti): 0.015~0.080wt%, 니오븀(Nb): 0.015~0.080wt%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.7wt%, 붕소(B): 0.001~0.008wt%, 질소(N): 0.005wt% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
한편, 일 실시예로, 베이스 강판(10)이 포함하는 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 각각의 함유량을 wt%로 [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]로 나타내었을 때, 하기 수학식 1을 만족할 수 있다.
[수학식 1]
370<539-423*[C]-30.4*[Mn]-12.1[Cr]-7.5[Mo]<470
이를 통해 취성 증가를 방지하고, 소입성을 향상시키며, 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 용접강도를 향상시킬 수 있다. 예컨대, 용접부의 십자인장강도(cross-tension strength, CTS)는 10kN/spot 이상을 만족할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판(10) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 베이스 강판(10)의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 열처리 시 소입성 및 강도 증가를 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 베이스 강판(10)의 전체 중량에 대하여 0.15wt% 내지 0.27wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.15wt% 미만인 경우, 경질상(예컨대, 마르텐사이트 등) 확보가 어려워 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.27wt%를 초과하는 경우, 베이스 강판(10)의 가공성 저하 또는 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘 성능 저하를 야기할 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판(10) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(10)의 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 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.15wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.15wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 핫 스탬핑 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, 베이스 강판(10)의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 베이스 강판(10) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리 시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.5wt% 내지 1.1wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.5wt% 미만인 경우, 경화능 효과가 충분하지 못하여, 소입성 미달로 핫 스탬핑 후의 성형 부품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 1.1wt%를 초과하는 경우, 망간이 편석된 펄라이트가 집중된 영역이 발생하여 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 핫 스탬핑 후의 성형 부품의 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 인은 베이스 강판(10)의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.018wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.018wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 제조 공정 중 베이스 강판(10)에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 가공성 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 황은 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.005wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.005wt%를 초과하면 열간 가공성, 용접성 및 충격특성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
알루미늄(Al)은 베이스 강판(10) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 알루미늄은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(10)의 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 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 핫 스탬핑 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 베이스 강판(10)이 포함하는 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 각각의 함량의 합은 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 예컨대, 베이스 강판(10)이 포함하는 실리콘(Si), 알루미늄(Al) 각각의 함량의 합은 0.4~1.5wt%를 만족할 수 있다.
크롬(Cr)은 열처리 시 베이스 강판(10)의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 석출경화를 통한 결정립 미세화 및 강도 확보를 가능하게 한다. 이러한 크롬은 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 크롬의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 석출경화 효과가 저조하고, 이와 반대로, 크롬의 함량이 1.0wt%를 초과하는 경우, Cr계 석출물 및 매트릭스 고용량이 증가하여 인성이 저하되고, 원가 상승으로 생산비가 증가할 수 있다.
티타늄(Ti)은 고온에서 석출물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적으로 기여할 수 있다. 이러한 티타늄은 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.015wt% 내지 0.080wt% 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 0.015wt% 미만인 경우, 상기 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 티타늄의 함량이 0.080wt%를 초과하는 경우, 석출물이 조대화되어 연신율 및 굽힘성 하락이 발생할 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, 니오븀(Nb)은 마르텐사이트 패킷 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성을 증가시킬 수 있다. 이러한 니오븀은 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.015wt% 내지 0.080wt% 포함될 수 있다. 니오븀이 상기 범위로 포함 시 열간압연 및 냉간압연 공정에서 베이스 강판(10)의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬래브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다. 니오븀의 함량이 0.015wt% 미만인 경우, 상기 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 니오븀의 함량이 0.080wt%를 초과하는 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도 및 인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 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 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.7wt% 포함될 수 있다. 몰리브덴의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반면에, 몰리브덴의 함량이 0.7wt%를 초과하는 경우, 압연 생산성 및 연신율 하락 위험이 있으며, 추가적인 효과없이 제조비용만 상승시키는 문제가 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 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.008wt% 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 0.008wt%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.질소(N)는 베이스 강판(10) 전체 중량에 대하여 0.005wt% 이하로 포함될 수 있다. 질소의 함량이 0.005wt%를 초과하는 경우, 조대한 TiN 개재물이 생성되어 굽힘성이 감소할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)은 미세석출물을 포함할 수 있다. 즉, 베이스 강판(10) 내에 미세석출물들이 분포될 수 있다. 전술한 베이스 강판(10)에 포함된 원소들 중 일부는 미세석출물들 형성에 기여하는 질화물 또는 탄화물 생성 원소일 수 있다. 구체적으로, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)은 질화물 또는 탄화물 형태의 미세석출물들을 형성할 수 있다.
이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)은 베이스 강판(10) 내에 분포된 미세석출물들을 포함할 수 있으며, 이러한 미세석출물들은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 어느 하나의 질화물 또는 탄화물을 포함할 수 있다. 이러한 미세석출물들은 핫 스탬핑 부품(1)의 굽힘 변형 시 크랙의 전파를 억제할 수 있다. 다시 말해, 굽힘 변형 시 전위가 이동하는 과정에서 미세석출물들에 의해 전위(dislocation)의 이동이 제한될 수 있다.
미세석출물들이 베이스 강판(10) 내에 형성되는 개수 및 미세석출물들의 평균 직경은 사전 설정된 범위를 만족하도록 제어될 수 있다. 일 실시예로, 약 0.02㎛ 이하의 직경을 갖는 미세석출물들은 베이스 강판(10) 내에 단위면적(100㎛2)당 9,000개/100㎛2 이상 30,000개/100㎛2 이하로 분포될 수 있다. 또한, 일 실시예로, 베이스 강판(10) 내에 분포하는 미세석출물들의 평균 직경은 0.006㎛ 이하일 수 있으며, 바람직하게는 0.003㎛ 이상 0.006㎛ 이하일 수 있다.
이와 같은 미세석출물들의 개수와 평균 직경은 크랙 전파 억제에 영향을 줄 수 있다. 미세석출물들의 개수 및 평균 직경이 전술한 범위로 형성되면, 핫 스탬핑 후 요구되는 인장강도를 확보하고 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 한편, 단위면적(100㎛2)당 미세석출물들의 개수가 9,000개/100㎛2 미만인 경우 핫 스탬핑 부품의 강도가 저하될 수 있다. 단위면적(100㎛2)당 미세석출물들의 개수가 30,000개/100㎛2를 초과하는 경우, 핫 스탬핑 부품의 굽힘성이 저하될 수 있다. 한편, 미세석출물들의 평균 직경이 약 0.003㎛ 미만인 경우, 미세석출물들의 크기가 작아서 전위(dislocation)의 이동을 제한하기 어려울 수 있다. 미세석출물들의 평균 직경이 약 0.006㎛를 초과하는 경우, 미세석출물의 개수가 상대적으로 감소하여 전위(dislocation)의 이동의 제한이 효과적이지 않을 수 있다.
한편, 베이스 강판(10)은 미세 구조가 분포된 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 마르텐사이트 조직은 냉각 중 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 아래에서 오스테나이트γ의 무확산 변태 결과이다. 마르텐사이트 조직 내에 미세 구조는 초기 오스테나이트 결정립계(prior austenite grain boundary, PAGB) 라는 결정립내 급냉 중 만들어지는 무확산 변태 조직으로, 복수의 래스(lath) 구조를 포함할 수 있다. 복수의 래스 구조는 나아가 블록(Block), 패킷(Packet)과 같은 단위체를 구성할 수 있다. 보다 상세하게, 복수의 래스 구조는 블록을 형성하고, 복수의 블록은 패킷을 형성하며, 복수의 패킷은 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB)를 형성할 수 있다.
도 8에 도시된 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)은 복수의 블록을 갖는 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 이러한 복수의 블록들은 패킷을 형성할 수 있으며, 이러한 복수의 블록들 각각은 일 방향으로 배향된 길고 얇은 로드(rod) 형태의 래스에 의해 형성될 수 있다. 다시 말해, 마르텐사이트 조직은 복수의 래스 구조를 포함할 수 있다.
이러한 복수의 블록, 복수의 패킷 또는 복수의 래스에 의해 마르텐사이트 조직 내에 단위조직들간 경계가 형성될 수 있다. 구체적으로, 복수의 래스들에 의해 래스들 간의 경계인 래스경계(lath boundary)가 마르텐사이트 조직 내에 형성될 수 있다. 유사하게, 복수의 블록들에 의해 블록들 간의 경계인 블록경계(block boundary)가 마르텐사이트 조직 내에 형성될 수 있으며, 복수의 패킷들에 의해 패킷경계(Packet boundary)가 마르텐사이트 조직 내에 형성될 수 있다. 즉, 본 명세서에서 단위조직들간 경계는 래스경계, 블록경계 또는 패킷경계일 수 있다. 이러한 단위조직들간 경계는 외부 변형에 저항하는 특성을 가질 수 있다.
구체적으로, 핫 스탬핑 부품(1)의 굽힘 변형 시 생성되는 크랙은 전위(dislocation)라는 1차원적 결함이 마르텐사이트 조직 내에서 상호작용을 통해 이동함에 따라 발생될 수 있다. 따라서, 굽힘 변형 시 전위가 마르텐사이트 조직 내에서 이동하는 과정에서 단위조직들간 경계에서 전위(dislocation)의 이동이 제한될 수 있다.
한편, 단위조직들간 경계에 인접한 마르텐사이트 조직 내 영역들의 경도가 상이한 경우, 이러한 단위조직들간 경계에서 외부 변형에 저항하는 특성이 약화될 수 있다. 다시 말해, 마르텐사이트 조직 내의 경도, 예컨대 나노압입경도의 차이가 클수록 이러한 단위조직들간 경계에서 외부 변형에 저항하는 특성이 약화될 수 있다. 즉, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도가 일정 수준 이상으로 균일하게 형성되는 경우, 핫 스탬핑 부품은 굽힘성을 확보할 수 있다. 따라서, 마르텐사이트 내의 나노압입경도의 균일도를 적절히 제어할 필요가 있다.
[표 1]은 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 나노압입경도, 나노압입경도의 표준편차, 나노압입경도의 평균, 변동계수 및 굽힘각을 나타낸다.
나노압입경도는 나노인덴터(nanoindenter)를 이용하여 측정되었다. 구체적으로, 나노압입경도는 큐브-코너 팁(cube-corner tip: 중심선에서 면간 각도(centerline-to-face angle)=35.3°, 압입 변형율(indentation strain rate)=0.22)을 나노인덴터로 사용하여, 하나의 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB) 내의 상이한 20개 이상의 포인트에서 측정되었다. 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 예컨대, 베르코비치 팁(Berkovich tip: 중심선에서 면간 각도=65.3°, 압입 변형율=0.072)을 나노인덴터로 사용할 수도 있다.
이러한 나노압입경도들을 이용하여, 나노압입경도의 평균과 표준편차가 계산되었다. 변동계수는 나노압입경도의 표준편차를 나노압입경도의 평균으로 나눈 값으로 정의될 수 있다. 따라서, 변동계수도 나노압입경도의 균일도를 나타낼 수 있다. 나노인덴터를 이용한 나노압입경도의 측정은 나노압입경도의 측정에서 일반적인 내용이므로, 자세한 설명은 생략한다.
한편, [표 1]의 나노압입경도들은 하나의 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB)에서 측정되었으나, [표 1]과 관련된 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB) 이외의 다른 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB)에서도 동일하거나 유사한 나노압입경도가 측정되었다. 따라서, [표 1]의 나노압입경도, 나노압입경도의 표준편차, 나노압입경도의 평균 및 변동계수는 마르텐사이트 조직에서의 나노압입경도, 나노압입경도의 표준편차, 나노압입경도의 평균 및 변동계수를 나타낸다. 전술한 나노압입경도의 균일도는 이러한 나노압입경도의 표준편차 또는 변동계수를 통해 평가될 수 있다.
한편, 핫 스템핑 부품의 굽힘 성능은 굽힘각에 의해 평가될 수 있다. 본 명세서에서 "굽힘각"은 압연 방향(rolling direction, RD)의 V-벤딩각을 의미할 수 있다. V-벤딩각은 핫 스탬핑 부품의 굽힘 성능에서 나타나는 변형 중 최대 하중 구간들에서의 굽힘 변형 물성을 평가하는 파라미터이다. 즉, 핫 스탬핑 부품(1)의 하중-변위 평가에 따른 거시적, 미시적 크기에서의 굽힘 시 인장 변형 영역을 살펴보면, 국부적인 인장영역에서 미세 크랙이 발생, 전파되면 V-벤딩각이라 불리는 굽힘 성능이 평가될 수 있다.
나노압입경도
(GPa)		 나노압입경도의
표준편차(GPa)		 나노압입경도의
평균(GPa)		 변동계수 굽힘각
(°)
실시예1 4.00~4.81 0.28 4.43 0.06 81
실시예2 3.51~4.91 0.54 4.24 0.13 73
실시예3 3.56~4.76 0.38 4.33 0.09 78
실시예4 3.18~4.86 0.59 4.10 0.14 71
실시예5 4.02~4.82 0.28 4.46 0.06 82
실시예6 3.54~4.95 0.52 4.32 0.12 74
비교예1 2.46~5.09 1.00 4.00 0.25 68
비교예2 2.43~5.06 0.99 3.89 0.26 66
비교예3 2.75~5.14 0.89 4.16 0.21 69
상기 [표 1]를 참조하면, 본 발명의 실시예들에서 나노압입경도는 3.0GPa 이상 5.0GPa 이하일 수 있다. 바람직하게는, 나노압입경도는 3.05GPa 이상 4.95GPa 이하일 수 있다. 더욱 바람직하게는 3.18GPa 이상 4.95GPa 이하일 수 있다. 나노압입경도의 표준편차는 0GPa 초과 0.8GPa 이하일 수 있다. 바람직하게는, 나노압입경도의 표준편차는 0.2GPa 이상 0.6GPa 이하일 수 있다. 더욱 바람직하게는, 나노압입경도의 표준편차는 0.28GPa 초과 0.59GPa 미만일 수 있다. 변동계수는 0 초과 0.2 이하일 수 있다. 바람직하게는, 변동계수는 0.05 이상 0.15 이하일 수 있다. 더욱 바람직하게는, 변동계수는 0.06 이상 0.14 이하일 수 있다.
비교예들의 경우 나노압입경도가 2.4GPa 이상 5.2GPa 이하이고, 나노압입경도의 표준편차가 0.8GPa를 초과하며, 변동계수가 0.2를 초과하는 것을 확인할 수 있다. 다시 말해, 비교예들은 상대적으로 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 실시예들에 비해 낮아서, 단위조직들간 경계에서 외부 변형에 저항하는 특성이 열위할 수 있다. 따라서, 미세 크랙의 발생 및/또는 전파가 용이하므로, 70° 미만의 상대적으로 낮은 굽힘성 특성을 가지는 것을 확인할 수 있다.
즉, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도가 일정 수준 이상으로 균일하게 형성되는 경우, 핫 스탬핑 부품(1)은 굽힘성을 확보할 수 있다. 본 발명의 실시예들의 핫 스탬핑 부품(1)의 굽힘각은 70° 이상 85° 이하일 수 있다. 한편 나노압입경도의 표준편차나 변동계수가 전술한 범위를 초과하는 경우, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 저하되어, 핫 스탬핑 부품(1)은 충분한 굽힘성을 확보하기 어려울 수 있다. 나노압입경도의 표준편차나 변동계수가 전술한 범위 미만인 경우, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 증가되기는 하나, 핫 스탬핑 부품(1)의 제조 비용이 과도하게 증가할 수 있다.
이러한 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도는 마르텐사이트 조직 내의 탄소의 함량의 균일도 및 망간의 함량의 균일도에 영향을 받을 수 있다. 즉, 마르텐사이트 조직 내의 탄소 함량 및 망간의 함량이 균일하게 형성되는 경우, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도도 균일하게 형성될 수 있다.
[표 2]는 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 탄소 함량 및 탄소 함량의 표준편차를 나타낸다.
탄소 함량은 하나의 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB) 내의 상이한 20개 이상의 포인트에서 측정되었다. 한편, [표 2]의 탄소 함량들은 하나의 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB)에서 측정되었으나, [표 2]와 관련된 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB) 이외의 다른 초기 오스테나이트 결정립계(PAGB)에서도 동일하거나 유사한 탄소 함량이 측정되었다. 따라서, [표 1]의 탄소 함량 및 탄소 함량의 표준편차는 마르텐사이트 조직에서의 탄소 함량 및 탄소 함량의 표준편차를 나타낸다. 전술한 탄소 함량의 균일도는 이러한 탄소 함량의 표준편차를 통해 평가될 수 있다.
탄소 함량(wt%) 탄소 함량의
표준편차(wt%)
실시예1 0.18~0.22 0.01
실시예2 0.16~0.22 0.03
실시예3 0.16~0.22 0.02
실시예4 0.14~0.22 0.03
실시예5 0.18~0.22 0.01
실시예6 0.16~0.22 0.03
비교예1 0.11~0.23 0.05
비교예2 0.11~0.23 0.05
비교예3 0.12~0.23 0.04
상기 [표 2]를 참조하면, 본 발명의 실시예들에서 탄소 함량은 0.14wt% 이상 0.22wt% 이하일 수 있다. 탄소 함량의 표준편차는 0wt% 초과 0.04wt% 미만일 수 있다. 바람직하게는, 탄소 함량의 표준편차는 0.01wt% 이상 0.03wt% 이하일 수 있다.
비교예들의 경우 탄소 함량이 0.11wt% 이상 0.23wt% 이하이고, 탄소 함량의 표준편차가 0.04wt% 이상인 것을 확인할 수 있다. 다시 말해, 비교예들은 상대적으로 마르텐사이트 조직 내의 탄소 함량의 균일도가 실시예들에 비해 낮을 수 있다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)의 단면을 나타내는 현미경 사진이다. 도 10은 비교예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판의 단면을 나타내는 현미경 사진이다. 구체적으로, 도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)의 망간 함량의 균일도를 설명하기 위한 현미경 사진이며, 도 10은 비교예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판의 망간 함량의 균일도를 설명하기 위한 현미경 사진이다. 도 9과 도 10은 망간의 함량에 따라 해당 영역의 밝기 또는 명암이 달라질 수 있다. 즉, 어두운 영역의 망간 함량이 밝은 영역의 망간 함량보다 상대적으로 높을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(1)의 베이스 강판(10)은 전체적으로 도 9에 도시된 것과 같은 균일한 밝기의 영역이 관찰되었다. 그러나, 비교예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판은 일부 영역에서 도 10에 도시된 것과 같은 나머지 영역보다 어두운 영역이 관찰되었다. 구체적으로 도 10의 중앙에는 좌우로 길게 연장되며 나머지 영역에 비해 어두운 선이 나타난다. 즉, 비교예에 따른 핫 스탬핑 부품의 베이스 강판은 일부 영역에서 망간 함량이 높으므로, 비교예들은 상대적으로 마르텐사이트 조직 내의 망간 함량의 균일도가 실시예들에 비해 낮을 수 있다.
전술한 바와 같이, 비교예들은 상대적으로 마르텐사이트 조직 내의 탄소 함량의 균일도 및 망간 함량의 균일도가 실시예들에 비해 낮을 수 있다. 이에 따라, 비교예들은 마르텐사이트 조직 내에 탄소와 망간이 균일하게 분포되지 않으므로, 비교예들은 상대적으로 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 실시예들에 비해 낮을 수 있다. 한편, 탄소 함량의 표준편차가 전술한 범위를 초과하는 경우, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 저하되어, 핫 스탬핑 부품(1)은 충분한 굽힘성을 확보하기 어려울 수 있다. 탄소 함량의 표준편차가 전술한 범위 미만인 경우, 마르텐사이트 조직 내의 나노압입경도의 균일도가 증가되기는 하나, 핫 스탬핑 부품(1)의 제조 비용이 과도하게 증가할 수 있다.
한편, 이러한 베이스 강판(10)의 나노압입경도 및 나노압입경도의 표준편차는 전술한 핫 스탬핑 부품의 제조 공정들의 공정 조건을 조절함으로써 제어할 수 있다. 물론, 탄소 함량 및 탄소 함량의 표준 편차는 나노압입경도 및 나노압입경도의 표준편차와 관련되므로, 탄소 함량 및 탄소 함량의 표준 편차도 핫 스탬핑 부품의 제조 공정들의 공정 조건을 조절함으로써 제어될 수 있다.
[표 3]은 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 베이스 강판들 각각이 포함하는 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 크롬(Cr), 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 붕소(B) 및 질소(N)의 함량을 나타낸다.
함량(wt%)
C Si Mn P S Cr Al Ti Nb Mo B N
실시예1 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036
실시예2 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036
실시예3 0.21 0.45 0.85 0.006 0.001 0.37 0.15 0.033 0.047 0.19 0.0027 0.0039
실시예4 0.21 0.45 0.85 0.006 0.001 0.37 0.15 0.033 0.047 0.19 0.0027 0.0039
실시예5 0.20 0.48 0.78 0.0057 0.0005 0.39 0.17 0.036 0.053 0.21 0.0023 0.0035
실시예6 0.20 0.48 0.78 0.0057 0.0005 0.39 0.17 0.036 0.053 0.21 0.0023 0.0035
비교예1 0.19 0.50 0.80 0.0064 0.0004 0.39 0.16 0.034 0.050 0.18 0.0024 0.0036
비교예2 0.21 0.45 0.85 0.006 0.001 0.37 0.15 0.033 0.047 0.19 0.0027 0.0039
비교예3 0.20 0.48 0.78 0.0057 0.0005 0.39 0.17 0.036 0.053 0.21 0.0023 0.0035
본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 베이스 강판들은 전술한 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 크롬(Cr), 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 붕소(B) 및 질소(N)의 함량의 범위를 만족한다. 즉, 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 베이스 강판들 각각은 탄소(C): 0.15~0.27wt%, 실리콘(Si): 0.15~1.0wt%, 망간(Mn): 0.5~1.10wt%, 인(P): 0.018wt% 이하, 황(S): 0.005wt% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0wt%, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 티타늄(Ti): 0.015~0.080wt%, 니오븀(Nb): 0.015~0.080wt%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.7wt%, 붕소(B): 0.001~0.008wt%, 질소(N): 0.005wt% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
[표 4]는 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 제조 공정들의 공정 조건들을 나타낸다. 구체적으로, [표 4]는 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 제조 공정들 중 재가열 단계(S10)에서의 슬래브 재가열 온도(SRT), 열간압연 단계(S20)에서의 마무리 압연 온도(FDT), 냉각/권취 단계(S30)에서의 권취 온도(CT) 및 소둔 열처리 단계(S50)의 소둔 온도를 나타낸다.
슬래브 재가열 온도 (℃) 마무리 압연 온도
(℃)		 권취 온도
(℃)		 소둔 온도
(℃)
실시예1 1193 922 629 780
실시예2 1193 922 603 783
실시예3 1197 932 619 782
실시예4 1197 932 607 777
실시예5 1207 907 625 783
실시예6 1207 907 583 790
비교예1 1193 922 782 785
비교예2 1197 932 762 791
비교예3 1207 907 752 762
본 발명의 실시예들 및 비교예들의 핫 스탬핑 부품들은 1,100℃ 내지 1,300℃의 슬래브 재가열 온도(SRT)를 갖는 재가열 단계(S10), 800℃ 내지 1000℃의 마무리 압연 온도(FDT)를 갖는 열간압연 단계(S20) 및 Ae3±200℃의 소둔 온도를 갖는 소둔 열처리 단계(S50)을 거쳐 제조된다. 다만, 본 발명의 실시예들은 Ms+50℃ 이상 650℃ 미만의 권취 온도(CT)를 갖는 냉각/권취 단계(S30)를 거쳐 제조되나, 비교예들은 650℃ 초과의 권취 온도(CT)를 갖는 냉각/권취 단계(S30)를 거쳐 제조된다. 즉, 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 제조 공정들은 권취 온도 이외에 다른 공정 조건들은 동일하거나 유사하다. 한편, 본 발명의 실시예들 및 비교예들의 핫 스탬핑 부품들 모두 도금 단계(S60)를 거쳐 제조되므로, 본 발명의 실시예들 및 비교예들의 핫 스탬핑 부품들 모두 Al-Si 도금층을 포함할 수 있다.
전술한 바와 같이, 블랭크 내에 존재하는 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량이 상대적으로 높은 펄라이트가 국부적으로 집적된 영역(펄라이트 영역)의 크기, 밀도 및 면적분율은 권취 온도(CT)에 영향을 받는다. 즉, 블랭크 내의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량의 균일도는 권취 온도(CT)에 영향을 받는다. 이러한 펄라이트 영역은 블랭크 준비 단계(S1) 이후의 가열 등에 의해 핫 스탬핑 부품에서는 없거나 최소화될 수 있다. 그러나, 블랭크 내의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량은 핫 스탬핑 부품(1) 내의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량에 일정한 영향을 미칠 수 있다. 이에 따라, 블랭크 내의 탄소(C)의 함량 및/또는 망간(Mn)의 함량은 핫 스탬핑 부품(1) 내의 나노압입경도 및 굽힘각에도 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 핫 스탬핑 부품들의 제조 공정들 중 냉각/권취 단계(S30)에서의 권취 온도(CT)를 제어함으로써, 핫 스탬핑 부품(1)의 마르텐사이트 조직 특성을 최적화하여 핫 스탬핑 부품(1)의 고강도, 고인성의 우수한 기계적 특성을 확보할 수 있다. 다만 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 예컨대, 권취 온도(CT) 이외의 핫 스탬핑 부품의 제조 공정들의 공정 조건들을 제어함으로써, 전술한 범위의 나노압입경도 및 나노압입경도의 표준편차를 갖는 핫 스탬핑 부품(1)을 제조할 수 있다.
이를 통해 핫 스탬핑 부품(1)의 인장강도, 항복강도, 굽힘 특성, 연신율 등의 기계적 특성을 제어할 수 있다. 예컨대, 핫 스탬핑 부품(1)의 인장강도는 1,350MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫 스탬핑 부품(1)의 항복강도는 950MPa 이상을 만족할 수 있고, 바람직하게는 950MPa 이상 1,200MPa 이하를 만족할 수 있다. 또한, 핫 스탬핑 부품(1)은 70° 이상 85° 이하의 굽힘각을 만족하고, 6% 이상의 연신율을 가질 수 있다. 바람직하게는 핫 스탬핑 부품(1)은 6% 이상 9% 이하의 연신율을 가질 수 있다.
[표 5]는 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 핫 스탬핑 부품들의 인장강도, 항복강도 및 연신율을 나타낸다. 전술한 바와 같이, 본 발명의 실시예들에 따른 핫 스탬핑 부품들 각각은 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하의 인장강도, 950MPa 이상 1,200MPa 이하의 항복강도 및 6% 이상 9% 이하의 연신율을 가질 수 있다.
인장강도 (MPa) 항복강도 (MPa) 연신율 (%)
실시예1 1460 1050 7
실시예2 1448 1041 8
실시예3 1445 1056 8
실시예4 1447 1046 8
실시예5 1447 1045 8
실시예6 1447 1059 9
비교예1 1442 1060 8
비교예2 1467 1064 7
비교예3 1466 1060 8
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 (12)

  1. 탄소(C): 0.15~0.27wt%, 실리콘(Si): 0.15~1.0wt%, 망간(Mn): 0.5~1.10wt%, 인(P): 0.018wt% 이하, 황(S): 0.005wt% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0wt%, 알루미늄(Al): 0.1~1.0wt%, 티타늄(Ti): 0.015~0.080wt%, 니오븀(Nb): 0.015~0.080wt%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.7wt%, 붕소(B): 0.001~0.008wt%, 질소(N): 0.005wt% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 베이스 강판을 포함하는 핫 스탬핑 부품에 있어서,
    상기 베이스 강판은 마르텐사이트 조직을 포함하고,
    상기 마르텐사이트 조직의 나노압입경도는 3.0GPa 이상 5.0GPa 이하이고,
    상기 나노압입경도의 표준편차는 0.8GPa 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품의 굽힘각은 70°이상 85° 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 나노압입경도의 상기 표준편차를 상기 나노압입경도의 평균으로 나눈 값을 변동계수라고 할 때, 상기 변동계수는 0.2 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 조직의 탄소(C)의 함량의 표준편차는 0.04wt% 미만인, 핫 스탬핑 부품.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 베이스 강판 내에 분포된 미세석출물들을 더 구비하고,
    상기 미세석출물들은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  6. 제5항에 있어서,
    단위면적(100㎛2)당 분포된 상기 미세석출물들의 개수는 9,000개 이상 30,000개 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 미세석출물들의 평균 직경은 0.003㎛ 이상 0.006㎛ 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품의 인장 강도는 1,350MPa 이상 1,650MPa 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품의 항복 강도는 950MPa 이상 1,200MPa 이하인, 핫 스탬핑 부품.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 핫 스탬핑 부품의 연신율은 6% 이상인, 핫 스탬핑 부품.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 조직은 복수의 래스(Lath) 구조를 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 베이스 강판 상에 배치된 도금층;을 더 구비하는, 핫 스탬핑 부품.
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