WO2023022445A1 - 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법 - Google Patents

열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법 Download PDF

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WO2023022445A1
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김성우
김상헌
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Definitions

  • the present invention relates to steel materials for hot forming used in automobiles, etc., hot forming members, and methods for manufacturing them.
  • the hot forming method is a method of increasing the strength of a final product by forming a low-temperature structure such as martensite in the steel material by processing the steel material at a high temperature suitable for processing and then rapidly cooling it to a low temperature. In this case, it is possible to minimize workability problems when manufacturing a member having high strength.
  • Patent Document 1 proposes a technique for securing ultra-high strength with a tensile strength of 1600 MPa or more by heating an Al-Si plated steel sheet to 850 ° C. or higher and then forming a member structure into martensite by hot forming and rapid cooling by pressing.
  • the hot-formed member used for the purpose of protecting passengers must have excellent crash resistance, and bendability is widely used as a representative index for evaluating such crash resistance.
  • bendability is widely used as a representative index for evaluating such crash resistance.
  • characteristics (bendability) capable of withstanding up to a certain distance (angle) or more without breaking are required.
  • Patent Document 2 proposes a method of controlling the ferrite structure of the surface layer of a hot-formed member, and in addition, a blank (TWB, Tailor Welded Blank) having a combination of different materials or different thicknesses is used to compensate for relatively low energy absorption capacity.
  • TWB Tailor Welded Blank
  • Patent Document 1 US Patent No. 6296805
  • Patent Document 2 Korea Patent Registration No. 10-1569508
  • One aspect of the present invention is to provide a hot-formed member having high strength and simultaneously having excellent bendability, a hot-formed member manufactured using the same, and a manufacturing method thereof.
  • C 0.04 ⁇ 0.45%
  • Si 1.5% or less (excluding 0%)
  • Mn 0.2 ⁇ 2.5%
  • P 0.05% or less
  • S 0.02% or less
  • Al 0.01 ⁇ 0.1%
  • Cr 0.01 ⁇ 5.0%
  • N 0.02% or less, including the balance Fe and unavoidable impurities
  • Rt is defined as the vertical distance between the highest peak and the deepest valley in an arbitrary measurement section on the steel plate surface
  • Rdq is the root mean square of the slope of the mountain in an arbitrary measurement section on the steel plate surface.
  • C 0.04 ⁇ 0.45%
  • Si 1.5% or less (excluding 0%)
  • Mn 0.2 ⁇ 2.5%
  • P 0.05% or less
  • S 0.02% or less
  • Al Obtaining a cold-rolled steel sheet using a steel slab containing 0.01 to 0.1%, Cr: 0.01 to 5.0%, N: 0.02% or less, the balance Fe and unavoidable impurities;
  • Ra roll is the arithmetic average roughness (Ra) of the temper rolling roll
  • C 0.04 ⁇ 0.45%
  • Si 1.5% or less (excluding 0%)
  • Mn 0.2 ⁇ 2.5%
  • P 0.05% or less
  • S 0.02% or less
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.01 to 5.0%
  • N 0.02% or less
  • a hot-formed member having a maximum bending angle variation of 5% or less is provided.
  • Another aspect of the present invention comprises the steps of obtaining a blank using the above-described steel for hot forming;
  • It provides a method for manufacturing a hot-formed member comprising the step of hot-forming and then cooling the heated and maintained blank.
  • a hot-formed member having high strength after hot-forming and, at the same time, excellent bendability and excellent crash resistance. It is possible to provide a steel material for hot forming for this purpose, a hot forming member manufactured therefrom, and a manufacturing method thereof.
  • Figure 2 simply shows the concept of CIE (Crack Initiation Energy), which is a criterion for evaluating collision energy absorption capacity in the present invention.
  • CIE Chip Initiation Energy
  • the steel of the present invention by weight%, C: 0.04 ⁇ 0.45%, Si: 1.5% or less (excluding 0%), Mn: 0.2 ⁇ 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01 ⁇ 0.1%, Cr: 0.01 to 5.0%, N: 0.02% or less, the balance may include Fe and unavoidable impurities.
  • each alloy composition will be described in detail, wherein % means % by weight.
  • the C is an essential element added to improve the strength of the member. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to secure sufficient strength, and ultimately, even if the bendability is high, the collision energy absorption capacity is rather low, so it is preferable to add 0.04% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.45%, the strength is increased, but the bendability is lowered, so that the collision energy absorption capacity is lowered, so it is preferably less than 0.45%.
  • the Si not only needs to be added as a deoxidizer in steelmaking, but also contributes to increasing the strength of hot-formed members as a solid-solution strengthening element and a carbide formation inhibiting element, and is added as an effective element for material uniformity.
  • the content exceeds 1.5%, plating properties may be deteriorated due to Si oxide generated on the surface of the steel sheet during annealing.
  • the Si is preferably included in an amount of 1.5% or less (excluding 0%).
  • the Mn needs to be added not only to secure the solid solution strengthening effect, but also to suppress the formation of ferrite during hot forming through the improvement of hardenability. If the content of Mn is less than 0.2%, there is a limit to obtaining the above effect, and other expensive alloy elements are excessively required to improve insufficient hardenability, which may cause a problem of greatly increasing manufacturing cost. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5%, the strength of the steel sheet before the hot forming process may increase and the cold rolling property may deteriorate, and the band structure arranged in the rolling direction deepens in the microstructure, resulting in poor collision energy absorption capacity. it can be done Therefore, the Mn content is preferably 0.2 to 2.5%.
  • the P is present as an impurity in steel, and when the content exceeds 0.05%, the weldability of the hot-formed member may be greatly weakened.
  • P is an unavoidable impurity in the manufacture of steel, and the lower limit may not be particularly limited, but it may be 0.001% or more because a lot of manufacturing cost may be required to control the P content to less than 0.001%.
  • S is present as an impurity in steel and is an element that impairs ductility, impact properties and weldability of hot-formed members, so it is preferably limited to 0.02% at most.
  • the S is an unavoidable impurity, and the lower limit may not be particularly limited, but it may be 0.0001% or more because a lot of manufacturing cost may be required to control it to less than 0.0001%.
  • the Al is an element that, together with Si, acts as a deoxidizer in steelmaking to increase the cleanliness of the steel. If the Al content is less than 0.01%, it is difficult to obtain the above effect, and if the Al content exceeds 0.1%, there is a problem in that high-temperature ductility due to excessive AlN formed during the casting process is poor and slab cracks occur. Therefore, the Al content is preferably 0.01 to 0.1%.
  • Cr like Mn
  • the Cr content is less than 0.01%, it may be difficult to secure sufficient hardenability.
  • the content exceeds 5.0%, the effect of improving the hardenability compared to the added amount is insignificant, and it may promote the formation of coarse Cr-based carbides to deteriorate the impact energy absorption ability, so it is preferable not to exceed 5.0%.
  • the N is included as an impurity in steel.
  • the lower limit of N as an impurity may not be particularly limited, but may be 0.001% or more because a lot of manufacturing cost may be required to manage the N content to less than 0.001%.
  • the steel material may further include one or more of Mo: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.01% or less in addition to the above-described alloy components.
  • the Mo not only has the effect of improving hardenability of steel, such as Cr and Mn, but also can obtain effects such as increase in bendability due to crystal grain refinement through the formation of fine precipitates.
  • the Mo content exceeds 0.5%, it causes an excessive increase in ferroalloy cost compared to the effect, so it is preferable that the content does not exceed 0.5%.
  • the Mo content is more preferably 0.45% or less, more preferably 0.4% or less, and even more preferably 0.35% or less.
  • Ni is an austenite stabilizing element, and the hardenability of the steel can be improved through the addition of Ni.
  • Ni is an expensive alloy element, considering the increase in manufacturing cost compared to the effect of improving hardenability, it is preferable to set the upper limit to 0.5%.
  • the upper limit of Ni is more preferably 0.45%, even more preferably 0.4%, and most preferably 0.35%.
  • the Nb is an element capable of obtaining a precipitation hardening effect through the formation of fine precipitates, and through this, an effect of improving bendability by increasing strength and refining crystal grains can be obtained. In addition, by suppressing excessive crystal grain growth during heating for hot forming, it is possible to promote robustness against variations in heat treatment conditions.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less, and the lower limit of the Nb content is preferably 0.005%, more preferably 0.01%, and even more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.09%, even more preferably 0.08%, and most preferably 0.07%.
  • the Ti is an element that is also added together when B is added to secure hardenability by combining with nitrogen remaining as an impurity in steel to produce TiN.
  • the upper limit is preferably 0.1%.
  • the lower limit of Ti is preferably 0.005%, more preferably 0.01%, and still more preferably 0.015%.
  • the upper limit of Ti is more preferably 0.08%, more preferably 0.06%, and most preferably 0.05%.
  • the B is an element that can improve hardenability even with the addition of a small amount, and can effectively suppress brittleness of the hot-formed member due to grain boundary segregation of P and / or S by being segregated at the old austenite grain boundary.
  • the upper limit is preferably 0.01%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and still more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is more preferably 0.009%, even more preferably 0.007%, and most preferably 0.005%.
  • the rest includes iron (Fe), and since unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in a normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art during the manufacturing process, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • the steel material for hot forming of the present invention includes the above alloy composition, and preferably has a surface roughness factor of 1.8 ⁇ m or less, which is defined by the following [Relational Expression 1].
  • Surface roughness is expressed in various ways (Ra, Rt, Rsk, etc.), but it is difficult to improve the bendability of a hot-formed member by simply changing Ra, Rsk, etc. of a steel material.
  • the inventors of the present invention have recognized that the bendability of the hot-formed member can be improved when the surface roughness of the steel is constantly managed.
  • the technical relationship between Rt and Rdq was derived to derive the surface roughness index of [Relationship 1] below. Therefore, in order to improve the bendability for increasing the collision energy absorption capacity of the hot-formed member, it is preferable that the surface roughness factor of the hot-formed steel material is 1.8 ⁇ m or less. When the surface roughness index exceeds 1.8 ⁇ m, the slope of the acid increases and the bendability may deteriorate due to the maximization of the surface notch effect during bending.
  • Rt is defined as the vertical distance between the highest peak and the deepest valley in an arbitrary measurement section on the steel plate surface
  • Rdq is the root mean square root of the slope of the mountain in an arbitrary measurement section on the steel plate surface
  • the microstructure of the steel for hot forming of the present invention may include, in area fraction, ferrite: 50 to 90%, pearlite 30% or less, bainite 20% or less, and martensite: 20% or less.
  • the ferrite is a structure that is effective in reducing the load of the blanking process of steel materials when manufacturing blanks in a soft phase, and for this purpose, it is preferably 50 area% or more. However, if it exceeds 90 area%, there is a possibility that carbon is excessively distributed to structures other than ferrite during blank production, resulting in uneven distribution of carbon even after hot forming. Therefore, it is preferable that the ferrite is 50 to 90 area%.
  • pearlite content exceeds 30 area%, cementite is incompletely dissolved after hot forming, which may reduce strength or cause material non-uniformity.
  • bainite or martensite exceeds 20 area%, respectively, the strength of the steel sheet is excessively increased, which may cause problems such as mold wear during blank manufacturing.
  • the steel material for hot forming of the present invention may include a plating layer on at least one surface, and the type of the plating layer is not particularly limited, such as a zinc (Zn)-based plating layer and an aluminum (Al)-based plating layer.
  • Plating or the like is not particularly limited either.
  • an Al-based plating layer may be formed.
  • the Al-based plating is not particularly limited, but as an example, the Al-based plating layer may include, by weight, Si: 6 to 12%, Fe: 1 to 4%, and the rest Al and unavoidable impurities.
  • a cold-rolled steel sheet is obtained by manufacturing a steel slab using a steel slab satisfying the above-described alloy composition, and temper rolling is performed to satisfy the cold-rolled steel sheet to satisfy the following [Relational Expression 2] to manufacture a steel material.
  • Ra roll is the arithmetic average roughness (Ra) of the temper rolling roll
  • the surface roughness of the steel material is controlled.
  • the steel surface can be optimized by considering the technical action of the rolling reduction force (P) and the arithmetic mean roughness (Ra roll ) of the roll during temper rolling, and the above [Relational Expression 2] is derived.
  • the rolling reduction force (P) during the temper rolling is an important factor, but the upper or lower limit thereof is not particularly limited in the present invention. However, for example, when the pressing force is not applied, there may be issues such as winding failure, so the pressing force may be 100 ton or more, and more preferably 150 ton or more.
  • the surface plating layer may be cracked, and if it exceeds 40 according to [Relationship 2], the upper limit may be limited.
  • the reduction force is preferably 400 ton or less in order to satisfy the above [Relational Expression 2].
  • the cold-rolled steel sheet may be obtained through processes such as heating, hot rolling, winding, cooling, cold rolling, and annealing of the steel slab. Hereinafter, each process is explained.
  • the steel slab is heated at 1050-1300 °C.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1050 ° C., it is difficult to homogenize the structure of the steel slab, and it may be difficult to re-dissolve the steel slab when using precipitated elements.
  • the heating temperature exceeds 1300 ° C., an excessive oxide layer is formed, which may increase the possibility of causing surface defects after hot rolling. Therefore, the steel slab heating temperature is preferably 1050 ⁇ 1300 °C.
  • the lower limit of the steel slab heating temperature is more preferably 1070°C, and even more preferably 1100°C.
  • the upper limit of the steel slab heating temperature is more preferably 1280°C, and even more preferably 1250°C.
  • the heated steel slab is hot-rolled and finished hot-rolled at 800 to 950° C. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish hot rolling temperature is less than 800° C., a mixed texture occurs in the surface layer of the steel sheet due to abnormal reverse rolling, and it may be difficult to control the plate shape.
  • the finish hot rolling temperature exceeds 950 ° C., there is a problem in that grain coarsening easily occurs due to hot rolling. Therefore, the finish hot rolling temperature is preferably 800 ⁇ 950 °C.
  • the lower limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 810°C, and even more preferably 820°C.
  • the upper limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 940°C, and even more preferably 930°C.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at 500 to 700°C. If the coiling temperature is less than 500 ° C., martensite is formed in whole or in part of the steel sheet, making it difficult to control the shape of the sheet, and due to the increase in strength of the hot-rolled steel sheet, a problem of poor rollability in the subsequent cold rolling process may occur. . On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700° C., coarse carbonaceous materials may be formed, and thus, the ability to absorb collision energy of the hot-formed member may decrease. Therefore, the winding temperature is preferably 500 ⁇ 700 °C. The lower limit of the coiling temperature is more preferably 520°C, and even more preferably 550°C. The upper limit of the coiling temperature is more preferably 680°C, and even more preferably 650°C.
  • the coiled hot-rolled steel sheet is cooled (hot-rolled cooling) at a cooling rate of 10°C/Hr or more from the coiling temperature to 400°C, but when the cooling rate is less than 10°C/Hr, sufficient time for carbides to grow causes the hot-rolled coil to A disadvantage in that a large number of coarse carbides are formed during cooling may occur. Therefore, the cooling rate is preferably 10°C/Hr or more, more preferably 12°C/Hr or more, and even more preferably 15°C/Hr or more. On the other hand, since the desired effect of the present invention can be obtained as long as the cooling rate is 10° C./Hr or more, the upper limit is not particularly limited.
  • a process of pickling before cold rolling may be added.
  • the surface quality of the product may be improved by removing scale formed on the surface of the steel sheet through the pickling process.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the reduction rate during the cold rolling is not particularly limited, but a reduction rate of 30 to 80% may be applied to obtain a target steel thickness.
  • Annealing is performed on the cold-rolled steel sheet, and for this purpose, the cold-rolled steel sheet is heated, and at this time, it is preferable to heat the temperature range from 400° C. to the annealing temperature at a rate of 20° C./s or less.
  • the heating rate exceeds 20 °C/s from 400 °C to the annealing temperature, there is not enough time for the carbides precipitated in the hot rolling step to be re-dissolved, so coarse carbides may remain, and collisions of the finally obtained hot-formed member Energy absorption may be reduced. Therefore, the heating rate from 400 ° C. to the annealing temperature is preferably 20 ° C. / s or less.
  • the heating rate is more preferably 18°C/s or less, and even more preferably 15°C/s or less.
  • the heating rate may be 0.5°C/s or more, more preferably 1°C/s or more, and even more preferably 1.5°C/s or more.
  • the heating rate is not particularly limited in the temperature range from the cold rolling temperature to less than 400 ° C., because even if the heating rate is controlled, the effect on carbide re-dissolution is insignificant.
  • the heated cold-rolled steel sheet is annealed at an annealing temperature of 740 to 860° C. If the annealing temperature is less than 740 ° C., the cold-rolled structure may not be sufficiently recrystallized, resulting in a poor plate shape or excessively high strength after plating, which may cause mold wear during the blanking process. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 860 ° C, since surface oxides such as Si and Mn may be formed during the annealing process, the plating surface may deteriorate, so the annealing temperature is preferably 740 to 860 ° C.
  • the lower limit of the annealing temperature is more preferably 750°C, and even more preferably 760°C.
  • the upper limit of the annealing temperature is more preferably 850 ° C, and even more preferably 840 ° C.
  • the atmosphere during the annealing is preferably a non-oxidizing atmosphere.
  • a hydrogen-nitrogen mixture gas may be used, and at this time, the dew point of the atmospheric gas may be -70 to -30 °C.
  • the dew point temperature In order for the dew point temperature to be less than -70 ° C, additional equipment for control is required, which increases manufacturing costs, and when the dew point exceeds -30 ° C, excessive annealing oxide is formed on the surface of the steel sheet during annealing. It may cause defects such as non-plating. Therefore, during the continuous annealing, the dew point temperature of the atmospheric gas is preferably -70 to -30 °C.
  • the lower limit of the dew point temperature of the atmospheric gas is more preferably -65°C, and still more preferably -60°C.
  • the upper limit of the dew point temperature of the atmospheric gas is more preferably -35°C, and still more preferably -40°C.
  • the annealed cold-rolled steel sheet is cooled (annealed cooling) from an annealing temperature to 660° C. at a cooling rate of 1° C./s or more.
  • the cooling rate is preferably 1 °C / s or more.
  • the cooling rate is more preferably 1.5°C/s or more, and even more preferably 2°C/s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited. However, in terms of suppressing defects in the shape of the steel sheet, the cooling rate may be 50 °C/s or less, more preferably 45 °C/s or less, and even more preferably 40 °C/s or less.
  • plating may be additionally performed on the annealed cold-rolled steel sheet.
  • the type and method of plating are not particularly limited, but an example of Al-based plating will be described.
  • the annealed cold-rolled steel sheet is cooled and immersed in an Al-based plating bath to form an aluminum-based plating layer.
  • the composition and plating conditions of the Al-based plating bath are not particularly limited.
  • the composition of the plating bath may include Si: 6 to 12%, Fe: 1 to 4%, the balance Al and other unavoidable impurities by weight%, and the plating amount is conventional in the art. It may be 30 ⁇ 130g / m 2 based on one side applied as.
  • the Si content in the plating bath composition is less than 6% by weight, the plating bath temperature is excessively raised and the equipment is deteriorated.
  • the Fe content is less than 1% by weight, plating adhesion or spot weldability may be inferior, and if the Fe content exceeds 4% by weight, dross generation in the plating bath may be excessive, causing poor surface quality.
  • the coating weight is less than 30 g/m 2 on one side, it may be difficult to secure the desired corrosion resistance of the hot-formed member, and if it exceeds 130 g/m 2 , the manufacturing cost will increase due to the excessive coating weight, and the coating weight on the steel sheet will be reduced. It may not be easy to plate uniformly in the entire width and length directions.
  • continuous annealing and aluminum-based plating may be performed on the cold-rolled steel sheet, but aluminum-based plating may be performed immediately after pickling on the cooled hot-rolled steel sheet.
  • the hot-formed member of the present invention can be produced by hot press-forming the above-described steel for hot forming.
  • the microstructure of the hot-formed member may have a martensite single-phase structure or a mixed structure including martensite and bainite of 40 area% or less. Since the martensite is an effective structure for securing strength, which is the target of the present invention, the microstructure of the present invention may be a single-phase martensite structure.
  • bainite is a structure with slightly lower strength than martensite, it does not greatly reduce bendability when formed in the martensite matrix and is advantageous for securing strength, so in the present invention, it is 40 area% or less together with the martensite. may have a mixed structure containing bainite of However, when the fraction of the bainite exceeds 40 area %, it may be difficult to secure the strength targeted in the present invention.
  • the microstructure may further include one or more of 10 area % or less of ferrite and 5% or less of retained austenite.
  • the ferrite and retained austenite may inevitably be formed in the manufacturing process.
  • the ferrite structure exceeds 10 area %, not only the strength is lowered, but also the bending properties may be significantly inferior, and when the retained austenite structure exceeds 5 area %, the strength is lowered or the atmosphere during hot forming Hydrogen inflow from the gas may increase, increasing the possibility of hydrogen embrittlement.
  • the hot-formed member may have yield strength (YS): 800 MPa or more, tensile strength (TS): 1000 MPa or more, and elongation (El): 3.5% or more.
  • the change in the maximum bending angle of the hot-formed member of the present invention may be 5% or less.
  • the maximum bending angle may be confirmed through a three-point bending test according to the VDA standard (VDA238-100).
  • VDA238-100 the VDA standard
  • the above-described hot-formed steel or hot-formed steel produced by the above method is prepared, a blank is prepared using this, and the blank is heated to a temperature equal to or higher than the austenite single-phase temperature range, more specifically Ac3 to 980 ° C. After that, keep it for 1 ⁇ 1000 seconds.
  • the blank heating temperature is preferably Ac3 to 980°C.
  • the lower limit of the blank heating temperature is more preferably Ac3+5°C, and still more preferably Ac3+10°C.
  • the upper limit of the blank heating temperature is more preferably 970°C, and still more preferably 960°C.
  • the holding time is preferably 1 to 1000 seconds.
  • the lower limit of the holding time is more preferably 30 seconds, and even more preferably 60 seconds.
  • the upper limit of the holding time is more preferably 900 seconds, and even more preferably 800 seconds.
  • the heated and maintained blank is hot-formed and then cooled to room temperature (molding cooling) to finally manufacture a hot-formed member.
  • the specific conditions for the hot forming are not particularly limited, and a hot forming method commonly known in the art to which the present invention belongs can be applied as it is. As a preferred example, a mold cooling method may be used.
  • a steel slab having a thickness of 40 mm having the composition shown in Table 1 below (% by weight, the remainder being Fe and unavoidable impurities) was prepared through vacuum melting.
  • the steel slab was heated to 1250 ° C, hot rolled at a finishing hot rolling temperature of 900 ° C, and coiled at a coiling temperature of 640 ° C, to prepare a hot-rolled steel sheet having a final thickness of 2.5 mm.
  • cold-rolling was performed at a cold rolling reduction of 45% to manufacture a cold-rolled steel sheet.
  • the composition of the Al-based plating bath was composed of Al-9%Si-2%Fe and the rest unavoidable impurities, and the coating weight was 70 g/m 2 based on one side.
  • temper rolling was additionally performed, and temper rolling roll roughness and rolling force were varied in order to impart unevenness in roughness.
  • the roll roughness and rolling force applied to each specimen are shown in Table 2.
  • hot-formed members were manufactured by hot-forming using a hot-forming mold.
  • the heating temperature of the blank was 930 ° C
  • the holding time was 5 minutes
  • the transfer time from the heating furnace to molding was 10 seconds.
  • Yield strength (YS), tensile strength (TS), and elongation (El) were measured by tensile testing after samples of ASTM standard were taken in a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet.
  • FIG. 2 simply shows the CIE concept, which is a criterion for evaluating the collision energy absorption capacity.
  • Rt is defined as the vertical distance between the highest peak and the deepest valley in an arbitrary measurement section on the steel plate surface
  • Rdq is the root mean square of the slope of the mountain in an arbitrary measurement section on the steel plate surface.
  • Ra roll is the arithmetic average roughness (Ra) of the temper rolling roll
  • Inventive Example 1 and Comparative Examples 1 to 2 are all manufactured using the same A steel grade, and Invention Example 1 satisfying the conditions of the present invention secures a maximum bending angle of 60.14 ° and CIE 29692 Nm, It can be seen that excellent bendability and crash resistance are secured.
  • Comparative Examples 1 and 2 have strength after hot forming similar to Inventive Example 1, but the temper rolling condition [Relational Expression 2] exceeds the upper limit of 40, so the surface roughness index is out of the scope of the present invention. As a result, it was confirmed that the bending angle change amount compared to Inventive Example 1 finally exceeded 5% due to the surface notch effect, and it was confirmed that there was a decrease in bendability.
  • Inventive Examples 2 to 4 and Comparative Example 3 were all manufactured using the same B steel grade, but Inventive Example 2, which satisfies the conditions of the present invention, secured excellent bending properties and crash resistance, and Inventive Examples 3 to 4 were all Compared to Inventive Example 2, the decrease in the maximum bending angle is only 5% or less.
  • Comparative Example 3 the temper rolling condition [Relational Expression 2] exceeds the upper limit of 40, the surface roughness index is outside the scope of the present invention, and compared to Inventive Example 3, it is confirmed that the bendability and the crash resistance are significantly reduced.
  • Inventive Example 5 and Comparative Examples 4 to 5 were made of the same type of C steel, and Inventive Example 5 had a maximum bending angle of 42° and was able to secure CIE 39566 Nm.
  • the temper rolling condition [Relational Expression 2] exceeds the upper limit of 40, the surface roughness index is outside the scope of the present invention, and compared to Inventive Example 5, the bending angle change amount is greater than 5%. By doing so, it was confirmed that the bendability and crash resistance were reduced.
  • Steel having the steel components shown in Table 3 below was manufactured through the same steelmaking, hot rolling, cold rolling, and annealing processes as in Example 1, and no additional plating was performed. Temper rolling was performed to impart roughness to the annealed steel sheet that passed through the annealing process, and additional electroplating was performed on the temper rolled annealed steel sheet to prevent decarburization of the surface layer that may occur during the hot forming process. After the steel sheet manufactured in this way was produced as a blank, hot-formed members were manufactured by hot-forming using a hot-forming mold. At this time, the heating temperature of the blank was 900 ° C, the holding time was 6 minutes, and the transfer time from the heating furnace to molding was 10 seconds.
  • Comparative Example 6 it was manufactured using the same D steel grade, and despite showing strength after hot forming, the alloy composition satisfied the scope of the present invention, but the value according to relational expression 2 exceeded 40, resulting in As a result, it was confirmed that the surface roughness index exceeded the range of the present invention, so that the bending angle change of more than 5% compared to Inventive Example 6 was finally confirmed by the surface notch effect.

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Abstract

본 발명은 자동차 등에 사용되는 열간성형용 강재, 열간성형 부재와 이들을 제조하는 방법에 관한 것이다. 그 중 성형된 강재를 조질압연할 때 압하력과 조질압연 롤의 거칠기를 제어함으로써, 굽힘성을 향상시킬 수 있다.

Description

열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
본 발명은 자동차 등에 사용되는 열간성형용 강재, 열간성형 부재와 이들을 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 경량화를 통한 연비 향상을 도모하고 있다. 이를 위해 강재의 두께를 감소시킬 수 있으나, 두께를 감소시킬 경우에는 자동차의 안정성에 문제가 발생할 수 있으므로, 강재의 강도 향상이 뒷받침되어야 한다. 이러한 이유로 고강도 강판에 대한 수요가 지속적으로 발생하였고, 다양한 종류의 강재가 개발된 바 있다. 그러나, 이러한 강재는 높은 강도를 가지고 있기 때문에 가공성이 불량하다는 문제가 있다.
이러한 문제를 해결하기 위해, 열간성형법이 제안된 바 있다. 열간성형법은 강재를 가공하기 좋은 고온에서 가공한 후, 이를 낮은 온도로 급냉함으로써 강재 내에 마르텐사이트 등의 저온 조직을 형성시켜, 최종 제품의 강도를 높이는 방법이다. 이와 같이 할 경우에는 높은 강도를 가지는 부재를 제조할 때 가공성의 문제를 최소화 할 수 있다.
이러한 열간성형에 관한 기술로서, 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 Al-Si 도금강판을 850℃ 이상으로 가열한 후 프레스에 의한 열간성형 및 급냉에 의해 부재 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도 1600MPa 이상의 초고강도를 확보하는 기술을 제안하고 있다.
한편, 승객 보호 목적으로 사용되는 상기 열간성형 부재는 내충돌특성이 우수해야 하며, 이러한 내충돌특성을 평가하는 대표적인 지표로서 굽힘성이 많이 사용되고 있다. 예를 들어, 자동차 B-필라(B-pillar)와 같은 경우, 차량 측면 충돌을 받아 열간성형 부재가 굽을 경우 특정 거리(각도) 이상까지 파단 없이 버틸 수 있는 특성(굽힘성)이 요구된다.
특허문헌 2에서는 열간성형 부재의 표층부의 페라이트 조직을 제어하는 방안을 제안하고 있으며, 이외에도 상대적으로 열위한 에너지 흡수능을 보완하기 위하여 이종 소재 혹은 이종 두께의 조합을 가지는 블랭크(TWB, Tailor welded blank)를 열간성형에 접목한 기술이 제안되어 다양한 연구가 진행되고 있다.
그러나, 열간성형 조건 최적화에 따른 표층부 페라이트의 조직 제어는 굽힘성 개선에 한계가 있다. 또한, TWB를 통한 내충돌특성 개선에 있어서도 용접부의 열화로 인해 굽힘성이 오히려 열위해지는 등 내충돌특성이 요구되는 부품의 특성 향상에는 한계를 보여왔다.
(특허문헌 1) 미국등록특허 제6296805호
(특허문헌 2) 한국등록특허 제10-1569508호
본 발명의 일측면은 열간성형 부재가 높은 강도를 가지면서, 동시에 우수한 굽힘성을 가질 수 있는 열간성형용 강재와 이를 이용하여 제조된 열간성형 부재, 그리고 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 [관계식 1]로 계산되는 표면거칠기지수(Surface Roughness Factor)가 1.8㎛ 이하인 열간성형용 강재를 제공한다.
[관계식 1]
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000001
(상기 Rt는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 가장 높은 산과 가장 깊은 골의 수직 방향 거리로 정의되고, Rdq는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 산의 기울기의 제곱평균제곱근(root mean square)임)
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연강판을 하기 [관계식 2]를 충족하도록 조질압연하는 단계를 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 2]
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000002
, (ton·㎛)1/2
(상기 P는 조질압연 시 압하력, Raroll은 조질압연 롤의 산술평균거칠기(Ra) 임)
본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
최대 굽힘각 변화량이 5% 이내인 열간성형 부재를 제공한다.
본 발명의 또다른 일태양은 전술한 열간성형용 강재를 이용하여 블랭크를 얻는 단계;
상기 블랭크를 Ac3~980℃의 온도로 가열한 후, 1~1000초간 유지하는 단계; 및
상기 가열 및 유지된 블랭크를 열간성형한 후 냉각하는 단계를 포함하는 열간성형 부재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 열간성형 후 높은 강도를 가지면서, 동시에 우수한 굽힘성을 가져 내충돌특성이 우수한 열간성형 부재를 제조할 수 있다. 이를 위한 열간성형용 강재와 이로부터 제조된 열간성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명에서 제시하는 [관계식 1]의 표면거칠기 인자들에 관한 개념을 간단히 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에서 충돌에너지 흡수능을 평가하는 기준인 CIE(Crack Initiation Energy) 개념을 간단히 나타낸 것이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
먼저, 본 발명 열간성형용 강재의 일구현예에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 강재는 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 이하, 각 합금조성에 대해 상세히 설명하며, 이때 %는 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.04~0.45%
상기 C는 부재의 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 필수적인 원소이다. 상기 C 함량이 0.04% 미만이면 충분한 강도를 확보하는 것이 곤란하여 궁극적으로 굽힘성이 높아도 충돌에너지 흡수능은 오히려 떨어지기 때문에 0.04% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면 C 함량이 0.45%를 초과하게 되면 강도가 높아지나 굽힘성이 저하되어 충돌에너지 흡수능은 떨어지게 때문에 0.45%이하인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.5% 이하 (0% 제외)
상기 Si는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 할 뿐만 아니라, 고용강화 원소이자 탄화물 생성억제 원소로 열간성형 부재의 강도 상승에 기여하며, 재질 균일화에 효과적인 원소로써 첨가된다. 그 함유량이 1.5%를 초과하는 경우에는 소둔 중 강판 표면에 생성되는 Si 산화물에 의해 도금성이 저하될 수 있다. 이에 상기 Si는 1.5% 이하(0% 제외)로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.2~2.5%
상기 Mn은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 경화능 향상을 통하여 열간성형 시 페라이트 형성을 억제하기 위해 첨가될 필요가 있다. 상기 Mn의 함량이 0.2% 미만이면 상기 효과를 얻는데 한계가 있고, 부족한 경화능 향상을 위해 다른 고가의 합금원소가 과다하게 필요하여 제조원가를 크게 증가시키는 문제가 발생할 수 있다. 반면 상기 Mn이 2.5%를 초과하게 되면 열간성형 공정 전 강판의 강도 상승으로 냉간압연성이 저하될 수 있으며, 미세조직상 압연방향으로 배열된 밴드(band)성 조직이 심화되어 충돌에너지 흡수능이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.2~2.5%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하
상기 P는 강 중 불순물로서 존재하며, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 열간성형 부재의 용접성을 크게 취화시킬 수 있다. 한편, 상기 P는 강재 제조시 불가피한 불순물로써 그 하한에 대해 특별히 한정하지 않을 수 있으나, P 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 소요될 수 있으므로, 0.001% 이상일 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
상기 S은 강 중 불순물로 존재하며, 열간성형 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해시키는 원소이므로, 최대 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 S는 불가피한 불순물로서, 그 하한에 대해 특별히 한정하기 않을 수 있으나, 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 소요될 수 있으므로, 0.0001% 이상일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
상기 Al은 Si와 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다. 상기 Al 함량이 0.01% 미만에서는 상기 효과를 얻기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN에 의한 고온 연성이 떨어져 슬라브 크랙이 발생하기 위한 문제점이 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~5.0%
상기 Cr은 Mn과 같이 강의 경화능의 확보 및 HPF 공정 시 미려한 표면을 확보하기 위해 첨가된다. 상기 Cr 함량이 0.01% 미만이면 충분한 경화능을 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 그 함량이 5.0%를 초과하게 되면 첨가량 대비 경화능 향상 효과는 미미하고, 조대한 Cr계 탄화물 형성을 조장하여 충돌에너지 흡수능을 열위하게 할 수 있으므로, 5.0%를 넘지 않는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.02% 이하
상기 N은 강 중 불순물로 포함된다. 상기 N 함량이 0.02%를 초과하면, 앞서 Al의 경우와 마찬가지로 AlN 형성에 의한 슬라브 크랙이 발생하기 쉬워지는 문제가 있다. 상기 N은 불순물로서 그 하한에 대해 특별히 한정하지 않을 수 있으나, N 함량을 0.001% 미만으로 관리하기 위해서는 많은 제조비용이 소요될 수 있기 때문에 0.001% 이상일 수 있다.
한편, 상기 강재는 상술한 합금성분 이외에 Mo: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.5% 이하
상기 Mo는 Cr, Mn 등과 같이 강이 경화능을 향상하는 효과가 있을 뿐만 아니라, 미세 석출물 형성을 통한 결정립 미세화에 의한 굽힘성 증가 등의 효과를 얻을 수 있다. 다만, 상기 Mo 함량이 0.5%를 초과하게 되면 효과 대비 과도한 합금철 비용 상승을 야기시키기 때문에, 그 함량은 0.5%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량은 0.45% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.4% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.35% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
니켈(Ni): 0.5% 이하
상기 Ni은 오스테나이트 안정화 원소로서 Ni 첨가를 통하여 강의 경화능을 향상시킬 수 있다. 다만, Ni은 고가의 합금원소이기 때문에, 경화능 향상효과 대비 제조원가 상승을 고려하면, 그 상한을 0.5%로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni을 첨가에 따른 경화능 향상 효과를 충분히 얻기 위해서는 최소 0.01% 이상 포함하는 것이 바람직하며, 0.03% 이상인 것이 더 바람직하며, 0.05% 이상의 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ni의 상한은 0.45%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.35%인 것이 가장 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하
상기 Nb는 미세 석출물 형성을 통한 석출강화 효과를 얻을 수 있는 원소로서, 이를 통해 강도 상승 및 결정립 미세화에 의한 굽힘성을 개선하는 효과를 얻을 수 있다. 그 뿐만 아니라, 열간성형을 위한 가열 중 지나친 결정립 성장을 억제하여 열처리 조건 변동에 대한 강건화를 도모할 수 있다. 다만, 상기 Nb 함량이 0.1%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 석출온도의 증가로 상대적으로 조대한 석출물이 증가하여 비용 대비 효율성이 떨어질 수 있다. 따라서, 상기 Nb 함량은 0.1% 이하인 것이 바람직하다, 상기 Nb 함량의 하한은 0.005%인 것이 바람직하고, 0.01%인 것이 보다 바람직하며, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.09%인 것이 보다 바람직하고, 0.08%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.07%인 것이 가장 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.1% 이하
상기 Ti는 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보를 위하여 B를 첨가하는 경우에 함께 첨가되기도 하는 원소이다. 또한, TiC 석출물 형성을 통하여, 석출강화 및 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있다. 다만 Ti 함량이 0.1%를 초과하게 되면 오히려 조대한 TiN이 다량 형성되어 충돌에너지 흡수능을 열위하게 하므로, 그 상한은 0.1%인 것이 바람직하다. 상기 Ti의 하한은 0.005%인 것이 바람직하고, 0.01%인 것이 보다 바람직하며, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
보론(B): 0.01% 이하
상기 B는 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 및/또는 S의 입계편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 효과적으로 억제할 수 있는 원소이다. 그러나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Fe23CB6 복합화합물의 형성으로, 열간압연에서 취성을 야기시키기 때문에 그 상한은 0.01%인 것이 바람직하다. 한편, 상기 B 함량의 하한은 0.0001%인 것이 바람직하고, 0.0003%인 것이 보다 바람직하며, 0.0005%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다.
나머지는 철(Fe)를 포함하며, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 제조과정에서 통상의 기술자가라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 열간성형용 강재는 상기 합금조성을 포함하며, 하기 [관계식 1]로 정의되는 표면거칠기지수(Surface Roughness Factor)가 1.8㎛ 이하인 것이 바람직하다. 표면거칠기는 다양한 방식(Ra, Rt, Rsk 등)으로 표현되나, 단순히 강재의 Ra, Rsk 등을 변화시키는 것 만으로, 열간성형 부재에서의 굽힘성을 개선하는 것은 곤란하다. 본 발명의 발명자들은 열간성형 부재의 굽힘성 향상을 연구한 결과, 강재 표면거칠기를 일정하게 관리할 경우에 열간성형 부재의 굽힘성을 향상시킬 수 있다는 점을 인지하게 되었다. 단순히 Rt와 Rdq의 측정한 것이 아니라, 열간성형 부재의 굽힘성 확보를 위해, Rt와 Rdq의 기술적 관련성을 도출하여 하기 [관계식 1]의 표면거칠기지수를 도출한 것이다. 이에, 열간성형 부재에서의 충돌에너지 흡수능을 높이기 위한 굽힘성 향상을 위해, 열간성형용 강재에서 상기 표면거칠기지수(Surface roughness factor)가 1.8㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 표면거칠기지수가 1.8㎛ 을 초과하는 경우에는 산의 기울기가 커져 굽힘 시 표면 노치효과 극대화로 인해 굽힘성이 열위해 질 수 있다.
[관계식 1]
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000003
여기서, Rt는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 가장 높은 산과 가장 깊은 골의 수직 방향 거리로 정의되고, Rdq는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 산의 기울기의 제곱평균제곱근(root mean square)을 의미한다. 상기 관계식 1에 의한 Rt와 Rdq의 계산 방식의 일예를 도 1에 나타내었고, 통상의 기술자는 이를 통해, 상기 Rt 및 Rdq를 도출하는데 어려움이 없다.
본 발명 열간성형용 강재의 미세조직은 면적분율로, 페라이트: 50~90%를 포함하고, 펄라이트 30% 이하, 베이나이트 20% 이하 및 마르텐사이트: 20% 이하 중 하나 이상을 포함할 수 있다.
상기 페라이트는 연질상으로 블랭크 제작시 강재의 블랭킹 공정 부하 저감에 효과적인 조직이며, 이를 위해 50 면적% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 90 면적%를 초과하는 경우에는 블랭크 제작시 페라이트 외 조직으로 탄소가 과도하게 분배되어 열간성형 후에도 탄소가 불균일하게 분포할 가능성이 있다. 따라서, 상기 페라이트는 50~90 면적%인 것이 바람직하다.
상기 펄라이트가 30 면적%를 초과하는 경우에는 열간성형 후 세멘타이트가 불완전 용해되어 강도를 저하시키거나 재질 불균일성을 야기할 수 있다. 한편, 베이나이트나 마르텐사이트가 각각 20 면적%를 초과하는 경우에는 강판의 강도가 과도하게 상승되어 블랭크 제작시 금형 마모와 같은 문제가 야기될 수 있다.
한편, 본 발명의 열간성형용 강재는 적어도 일면에 도금층을 포함할 수 있고, 상기 도금층은 아연(Zn)계 도금층, 알루미늄(Al)계 도금층 등 그 종류를 특별히 한정하는 것은 아니고, 용융도금, 전기도금 등 그 방식에 대해서도 특별히 한정하지 않는다. 바람직하게는 예로써 Al계 도금층이 형성될 수 있다. 상기 Al계 도금에 대해 특별히 한정하지 않으나, 일예로서, 상기 Al계 도금층은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지는 Al 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
다음으로, 본 발명 열간성형용 강재의 일구현예에 대해 상세히 설명한다. 이하에서 설명하는 제조방법은 모든 가능한 실시 형태 중 하나의 실시 형태일 뿐이며, 본 발명의 열간성형용 강재가 반드시 이하의 제조방법에 의해서만 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
상기 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 이용하여 냉연강판을 제조하여 얻고, 상기 냉연강판을 하기 [관계식 2]를 충족하도록 조질압연을 행하여 강재를 제조한다.
[관계식 2]
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000004
, (ton·㎛)1/2
(상기 P는 조질압연 시 압하력, Raroll은 조질압연 롤의 산술평균거칠기(Ra) 임)
상기 냉연강판에 조질압연을 행하여, 강재의 표면거칠기를 제어한다. 본 발명에서는 조질압연시 압하력(P)과 롤의 산술평균거칠기(Raroll) 기술적 작용을 고려하여, 강재 표면을 최적화할 수 있음을 인지하고 상기 [관계식 2]를 도출한 것이다. 상기 조질압연 시 압하력(P)은 중요한 인자이나, 본 발명에서 그 상한이나 하한을 특별히 한정하지 않는다. 다만, 예를 들면 압하력을 부여하지 않을 시 권취불량 등의 이슈가 있을 수 있어 압하력은 100ton 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 150ton 이상일 수 있다. 또한, 압하력이 지나치게 높을 시 표면 도금층의 깨짐 현상이 있을 수 있고, 상기 [관계식 2]에 의해 40을 초과하는 경우에는 그 상한을 제한할 수 있다. 예를 들어, 조질압연 롤의 산술평균거칠기가 4㎛ 일 경우에는 상기 [관계식 2]를 충족하기 위해서, 압하력은 400ton 이하가 바람직하다.
상기 냉연강판은 상기 강 슬라브를 가열, 열간압연, 권취, 냉각, 냉간압연, 소둔 등의 과정을 거쳐 얻어질 수 있다. 이하, 각 과정에 대해 설명한다.
강 슬라브 가열
상기 강 슬라브를 1050~1300℃에서 가열한다. 상기 강 슬라브의 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 강 슬라브의 조직이 균질화되기 어려울 뿐만 아니라, 석출원소를 활용할 경우 재고용시키기 어려울 수 있다. 반면, 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우 과다한 산화층이 형성되어 열간압연 후 표면 결함을 유발할 가능성이 높아질 수 있다. 따라서, 상기 강 슬라브 가열온도는 1050~1300℃인 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브 가열온도의 하한은 1070℃인 것이 보다 바람직하고, 1100℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 강 슬라브 가열온도의 상한은 1280℃인 것이 보다 바람직하고, 1250℃인 것이 보다 더 바람직하다.
열간압연
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 800~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 이상역 압연에 따른 강판 표층부의 혼립 조직이 발생하여 판형상 제어가 어려울 수 있다. 반면에 상기 마무리 열간압연 온도가 950℃를 초과하면 열간압연에 의한 결정립 조대화가 쉽게 발생하는 문제가 있다. 따라서, 상기 마무리 열간압연 온도는 800~950℃인 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도의 하한은 810℃인 것이 보다 바람직하고, 820℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도의 상한은 940℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하다.
권취
상기 열연강판을 500~700℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 500℃ 미만이면 강판의 전체 또는 부분적으로 마르텐사이트가 형성되어 판형상 제어가 어려울 뿐만 아니라, 열연강판의 강도 상승으로 인해, 이후 냉간압연 공정에서의 압연성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다. 반면, 권취온도가 700℃를 초과하면 조대한 탄하물이 형성되어 열간성형 부재의 충돌에너지 흡수능이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 500~700℃인 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 520℃인 것이 보다 바람직하고, 550℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 680℃인 것이 보다 바람직하고, 650℃인 것이 보다 더 바람직하다.
냉각
상기 권취된 열연강판은 권취온도로부터 400℃까지 10℃/Hr 이상의 냉각속도로 냉각(열연 냉각)하나, 상기 냉각속도가 10℃/Hr 미만인 경우에는 탄화물이 성장할 수 있는 충분한 시간으로 인해 열연코일의 냉각 중 조대한 탄화물이 다수 형성되는 단점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 10℃/Hr 이상인 것이 바람직하고, 12℃/Hr 이상인 것이 보다 바람직하고, 15℃/Hr 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 냉각속도가 10℃/Hr 이상이기만 하면, 본 발명이 얻고자 하는 효과를 얻을 수 있으므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
한편, 상기 냉각 후, 냉간압연 전에 산세하는 공정을 추가할 수 있다. 상기 산세 공정을 통해 강판 표면에 형성된 스케일(scale)을 제거하여 제품 표면 품질을 향상시킬 수 있다.
냉간압연
상기 공정 이후, 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 본 발명에 상기 냉간압연시 압하율에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 목표하는 강재 두께를 얻기 위해서 30~80%의 압하율을 적용할 수 있다.
소둔 및 냉각
상기 냉연강판에 대해 소둔을 행하며 이를 위해, 상기 냉연강판을 가열하며, 이때 400℃부터 소둔온도까지의 온도범위를 20℃/s이하의 속도로 가열하는 것이 바람직하다. 상기 400℃~소둔온도까지 가열속도가 20℃/s를 초과하게 되면, 열연단계에서 석출된 탄화물이 재고용될 시간이 충분하지 못하여 조대한 탄화물이 잔류할 수 있으며, 최종적으로 얻어지는 열간성형 부재의 충돌에너지 흡수능이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 400℃~소둔온도까지 가열속도는 20℃/s 이하인 것이 바람직하다. 상기 가열속도는 18℃/s 이하인 것이 보다 바람직하고, 15℃/s 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 가열속도가 20℃/s 이하이기만 하면, 본 발명이 얻고자 하는 효과를 얻을 수 있으므로, 상기 가열속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 소둔 생산성을 고려할 때 상기 가열속도는 0.5℃/s 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 1℃/s 이상, 보다 더 바람직하게는 1.5℃/s 이상일 수 있다. 한편, 본 발명에서는 냉간압연 온도에서부터 400℃ 미만까지의 온도 범위에서는 가열속도에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 이는 가열속도를 제어하더라도 탄화물 재고용에 대한 효과가 미미하기 때문이다.
상기 가열된 냉연강판을 소둔온도 740~860℃에서 소둔하는 것이 바람직하다. 상기 소둔온도가 740℃ 미만이면 냉간압연되 조직의 재결정이 충분히 되지 않아, 판형상이 불량해지거나, 도금 후 강도가 지나치게 높아져 블랭킹 공정 중 금형 마모를 유발할 수 있다. 반면, 소둔온도가 860℃를 초과하는 경우, 소둔공정 중 Si, Mn 등의 표면 산화물을 형성하여 도금표면이 불량해지는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 소둔온도는 740~860℃인 것이 바람직하다. 상기 소둔온도의 하한은 750℃인 것이 보다 바람직하고, 760℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 소둔온도의 상한은 850℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 소둔시 분위기는 비산화성 분위기로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어 수소-질소 혼합가스를 사용할 수 있으며, 이때 분위기 가스의 이슬점온도(Dew point)는 -70~ -30℃일 수 있다. 상기 이슬점 온도가 -70℃ 미만이 되기 위해서는 제어를 위한 부가적인 설비가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제가 있고, 이슬점이 -30℃를 초과하게 되면 소둔 중 강판표면에 소둔산화물이 과다하게 형성되어 미도금 등의 불량을 야기할 수 있다. 따라서, 상기 연속소둔시 분위기 가스의 이슬점온도(Dew point)는 -70~ -30℃인 것이 바람직하다. 상기 분위기 가스의 이슬점온도의 하한은 -65℃인 것이 보다 바람직하고, -60℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 분위기 가스의 이슬점온도의 상한은 -35℃인 것이 보다 바람직하고, -40℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 소둔된 냉연강판을 소둔온도로부터 660℃까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 냉각(소둔 냉각)한다. 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 조대한 탄화물이 다량 형성되어 최종적으로 얻어지는 열간성형 부재의 충돌에너지 흡수능이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 1℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 1.5℃/s 이상인 것이 보다 바람직하고, 2℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 강판 형상 불량 억제 측면에서 상기 냉각속도는 50℃/s 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 45℃/s 이하, 보다 더 바람직하게는 40℃/s 이하일 수 있다.
한편, 상기 조질압연을 행하기 전에, 소둔된 냉연강판에 도금을 추가로 행할 수 있다. 본 발명에서 도금의 종류 및 방식에 대해 특별히 한정하지 않으나, Al계 도금의 일예에 대해 설명한다. 상기 도금은 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하고, Al계 도금욕에 침지하여 알루미늄계 도금층을 형성한다. Al계 도금욕의 조성 및 도금조건에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
다만, 비제한적인 일예로서, 도금욕의 조성은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있으며, 도금량은 당해 기술분야에서 통상적으로 적용되는 편면 기준 30~130g/m2일 수 있다. 상기 도금욕 조성 중 Si 함량이 6 중량% 미만인 경우에는 도금욕 온도가 과도하게 올라가 설비를 열화시키는 단점이 있고, 12 중량%를 초과하는 경우에는 합금화를 과도하게 지연시켜 열간성형을 위한 가열시간을 길게 해야 하는 단점이 있다. Fe 함량이 1 중량% 미만인 경우에는 도금밀착성이나 점용접성이 열위해질 수 있고, 4 중량%를 초과하는 경우에는 도금욕 내 드로스 발생이 과다하여 표면 품질 불량을 유발할 수 있다. 도금 부착량이 편면 기준 30g/m2 미만인 경우에는 원하는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려울 수 있고, 130g/m2를 초과하는 경우에는 과도한 도금 부착량으로 인하여 제조원가가 상승할 뿐만 아니라 강판에 도금량을 코일 전폭 및 길이 방향으로 균일하게 도금하기가 용이하지 않을 수 있다.
한편, 본 발명의 다른 측면에 따르면 위와 같이, 냉연강판에 대해 연속소둔 및 알루미늄계 도금을 실시할 수 있으나, 냉각된 열연강판에 대해 산세 후 바로 알루미늄계 도금을 실시할 수도 있다.
이하, 본 발명 열간성형 부재의 일구현예에 대해 상세히 설명한다. 본 발명의 열간성형 부재는 전술한 열간성형용 강재를 열간 프레스 성형하여 제조할 수 있다.
상기 열간성형 부재의 미세조직은 마르텐사이트 단상 조직 또는 마르텐사이트와 40면적% 이하의 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가질 수 있다. 상기 마르텐사이트는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보에 효과적인 조직이므로, 본 발명의 미세조직은 마르텐사이트 단상 조직일 수 있다. 한편, 베이나이트는 마르텐사이트 보다 다소 강도가 낮은 조직이기는 하나, 마르텐사이트 기지 내에 형성시 굽힘성을 크게 저하시키지 않고, 강도를 확보하는데 유리한 조직이므로, 본 발명에서는 상기 마르텐사이트와 함께 40 면적%이하의 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가질 수도 있다. 다만, 상기 베이나이트의 분율이 40 면적%을 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다.
한편, 상기 미세조직은 10 면적% 이하의 페라이트 및 5% 이하의 잔류 오스테나이트 중 하나 이상을 추가로 포함할 수 있다. 상기 페라이트 및 잔류 오스테나이트는 제조공정상 불가피하게 형성될 수 있는 것이다. 상기 페라이트 조직이 10 면적%를 초과하는 경우에는 강도가 저하될 뿐만 아니라, 굽힘특성이 크게 열위해질 수 있고, 상기 잔류 오스테나이트 조직이 5 면적%를 초과하는 경우에는 강도가 저하되거나 열간성형 중 분위기 가스로부터 수소유입이 증가되어 수소취성이 발생할 가능성이 높아질 수 있다.
상기 열간성형 부재는 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1000MPa 이상, 연신율(El): 3.5% 이상일 수 있다.
본 발명의 열간성형 부재는 최대 굽힘각의 변화량이 5% 이하일 수 있다. 상기 최대 굽힘각은 VDA규격(VDA238-100)에 따라 3점 굽힘시험을 통해 확인될 수 있다. 상기 최대 굽힘각의 변화량이 5%를 초과하게 되면, 유사한 물성에서도 굽힘성 내지 충돌특성이 열위될 수 있다.
다음으로, 본 발명 열간성형 부재를 제조하는 방법의 일구현예에 대해 상세히 설명한다. 이하에서 설명하는 제조방법은 모든 가능한 실시 형태 중 하나의 실시 형태일 뿐이며, 본 발명의 열간성형 부재가 반드시 이하의 제조방법에 의해서만 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
전술한 열간성형 강재 또는 전술한 방법으로 제조된 열간성형 강재를 준비하고, 이를 이용하여 블랭크를 제조하고, 상기 블랭크를 오스테나이트 단상역 온도 이상, 보다 상세하게는 Ac3~980℃의 온도로 가열한 후, 1~1000초간 유지한다.
상기 블랭크 가열온도가 Ac3 온도 미만이면, 미변태된 페라이트의 존재로 인해 소정의 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 반면에 가열온도가 980℃를 초과하는 경우에는 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 블랭크 가열 온도는 Ac3~980℃인 것이 바람직하다. 상기 블랭크 가열 온도의 하한은 Ac3+5℃인 것이 보다 바람직하고, Ac3+10℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 블랭크 가열 온도의 상한은 970℃인 것이 보다 바람직하고, 960℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 유지하는 시간이 1초 미만이면 블랭크 전체에서 온도가 균일화 되지 못하여 부위별 재질차이를 유발할 수 있으며, 유지시간이 1000초를 초과하게 되면 가열온도 과다와 마찬가지로 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 상기 유지시간은 1~1000초인 것이 바람직하다. 상기 유지시간의 하한은 30초인 것이 보다 바람직하고, 60초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 유지시간의 상한은 900초인 것이 보다 바람직하고, 800초인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열 및 유지된 블랭크를 열간성형한 후 상온까지 냉각(성형 냉각)하여 최종적으로 열간성형 부재를 제조한다. 본 발명에서는 상기 열간성형 시 구체적인 조건에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상적으로 알려져 있는 열간성형 공법을 그대로 적용할 수 있다. 바람직한 일예로 금형냉각 방식을 이용할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것으로서, 본 발명의 권리범위는 하기 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
(실시예)
하기 표 1의 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 40㎜의 강 슬라브를 진공 용해를 통해 제조하였다. 상기 강 슬라브를 1250℃로 가열한 뒤, 900℃의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하고, 640℃의 권취 온도로 권취한 후, 최종 두께 2.5㎜의 열연강판을 제조하였다. 열연강판을 산세처리한 후, 냉간압하율 45%로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하였다. 5%수소-95%질소 분위기하에서 통상적인 소둔온도인 780℃의 온도로 소둔한 뒤, 상기 냉연강판을 냉각한 후, Al계 도금을 실시하였다.
이 때, Al계 도금욕 조성은 Al-9%Si-2%Fe 및 나머지는 불가피한 불순물로 구성되며, 도금 부착량은 편면 기준 70g/m2로 하였다. 상기의 강판 표면에 조도를 부여하기 위해 추가로 조질압연을 실시하였으며, 조도의 편차 부여를 위해 조질압연 롤 조도 및 압하력을 변화하여 실시하였다. 각 시편에 부여된 롤 조도 및 압하력은 표 2에 기재하였다.
이와 같이 제조된 강판을 블랭크로 제작한 뒤, 열간성형용 금형을 이용하여 열간성형함으로써 열간성형 부재를 제조하였다. 이 때, 상기 블랭크의 가열온도는 930℃였으며, 유지시간은 5분이었으며, 가열로로부터 성형하기까지의 이송시간은 모두 10초로 동일하게 적용하였다.
항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)은 ASTM 규격의 시편을 강판의 압연방향과 수직한 방향으로 채취한 뒤, 인장시험하여 측정하였다.
충돌에너지 흡수능에 중요한 지표인 굽힘성은 VDA규격(VDA238-100)에 따라 3점 굽힘시험을 실시하였다. 상기 3점 굽힘시험에서 얻어진 하중-변위 곡선으로부터 최대 하중에 도달할 때까지의 면적(CIE, Crack Initiation Energy)을 계산함으로써, 소재의 충돌에너지 흡수능을 평가할 수 있다. 도 2는 상기 충돌에너지 흡수능을 평가하는 기준인 상기 CIE 개념을 간단히 나타낸 것이다.
강종 C Si Mn P S Al Cr Mo N Ti B
A 0.22 0.256 1.15 0.0095 0.0014 0.036 0.19 - 0.004 0.0217 0.0027
B 0.29 0.65 0.52 0.0076 0.0013 0.0332 1.71 0.17 0.0038 0.032 0.0019
C 0.32 0.4 0.87 0.0076 0.0013 0.032 3.2 0.16 0.0038 0.026 0.0021
구분 강종 조질압연롤조도
(Ra,roll)
(㎛)		 조질압연
압하력
(P)
(ton)
관계식 2
(ton·㎛)1/2 		열간성형 후 물성 관계식 1
(㎛)		 최대
굽힘각
(o)		 굽힘각
변화량
(%)		 CIE
(Nm)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)
발명예1 A 4.6 150 26.3 1089 1528 9.1 1.467 60.14 - 29692
비교예1 A 4.6 400 42.9 1077 1527 8.5 2.262 56.00 -6.89% 27317
비교예2 A 4.6 650 54.7 1075 1523 7.9 2.939 49.97 -16.91% 25832
발명예2 B 3.1 100 17.6 1293 1864 6.3 0.944 45.02 - 49783
발명예3 B 3.1 150 21.6 1299 1858 6.2 1.402 44.17 -1.90% 48788
발명예4 B 3.1 300 30.5 1296 1867 6.4 1.482 43.66 -3.03% 46796
비교예3 B 3.1 650 44.9 1297 1863 6.2 1.833 39.63 -11.97% 42316
발명예5 C 2.6 0 0.0 1316 1952 7.1 1.648 42.00 - 39566
비교예4 C 2.6 650 41.1 1311 1951 6.6 1.980 36.10 -14.0% 33631
비교예5 C 2.6 700 42.7 1311 1951 6.6 2.262 32.67 -22.2% 29674
상기 표 2에서 관계식 1은 표면거칠기지수(Surface Roughness Factor)인
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000005
을 나타낸 것이다.
(상기 Rt는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 가장 높은 산과 가장 깊은 골의 수직 방향 거리로 정의되고, Rdq는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 산의 기울기의 제곱평균제곱근(root mean square)임)
관계식 2는
Figure PCTKR2022012070-appb-img-000006
을 나타낸 것이다.
(상기 P는 조질압연 시 압하력, Raroll는 조질압연 롤의 산술평균거칠기(Ra) 임)
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 조질압연 조건을 모두 만족하여 표면거칠기지수 1.8㎛ 이하를 확보하는 경우에는 우수한 굽힘성을 확보할 수 있음을 확인할 수 있었다.
구체적으로, 발명예 1과 비교예 1 내지 2를 비교하면, 모두 동일한 A강종을 이용하여 제조된 것으로, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예 1은 최대 굽힘각 60.14°, CIE 29692 Nm을 확보하여 우수한 굽힘성 내지 내충돌특성을 확보하는 것을 알 수 있다. 그러나, 비교예 1 내지 2는 발명예 1과 유사한 열간성형 후 강도를 가지나, 조질압연 조건인 [관계식 2]가 상한인 40을 초과하여 표면거칠기지수가 본 발명의 범위를 벗어난 것이다. 그 결과, 표면 노치효과에 의해 최종적으로 발명예 1 대비 굽힘각 변화량이 5% 초과하는 것을 확인하여, 굽힘성 감소가 있음을 확인하였다.
발명예 2 내지 4 및 비교예 3은 모두 동일한 B 강종을 이용하여 제조된 것이나, 본 발명의 조건을 충족하는 발명예 2는 우수한 굽힘성 및 내충돌특성을 확보하고, 발명예 3 내지 4는 모두 발명예 2 대비 최대 굽힘각의 감소가 5% 이하에 그치고 있다. 그러나, 비교예 3은 조질압연 조건인 [관계식 2]가 상한인 40을 초과하고, 표면거칠기지수가 본 발명의 범위를 벗어나고, 발명예 3에 비해, 현저한 굽힘성 감소 및 내충돌특성 감소를 확인할 수 있었다.
발명예 5와 비교예 4 내지 5는 동일한 C 강종으로 제조된 것으로서, 발명예 5는 42°의 최대 굽힘각을 가지고, CIE 39566 Nm을 확보할 수 있었다. 그러나, 비교예 4 내지 5는 조질압연 조건인 [관계식 2]가 상한인 40을 초과하고, 표면거칠기지수가 본 발명의 범위를 벗어나고, 발명예 5에 비해, 5% 초과의 굽힘각 변화량을 확인하여 굽힘성 및 내충돌특성 감소를 확인할 수 있었다.
(실시예 2)
하기 표 3에 기재되어 있는 강 성분을 가지는 강을 실시예 1과 동일한 제강, 열연, 냉연 및 소둔 공정을 통해 제조하였으며, 추가로 도금을 실시하지 않았다. 소둔 공정을 통과한 소둔 강판에 조도 부여를 위해 조질 압연을 진행하였으며, 조질 압연된 소둔 강판을 열간성형 공정 시 발생할 수 있는 표층 탈탄을 방지하기 위해 추가로 전기도금을 실시하였다. 이와 같이 제조된 강판을 블랭크로 제작한 뒤, 열간성형용 금형을 이용하여 열간성형함으로써 열간성형 부재를 제조하였다. 이 때, 상기 블랭크의 가열온도는 900℃였으며, 유지시간은 6분이었으며, 가열로로부터 성형하기까지의 이송시간은 모두 10초로 동일하게 적용하였다.
강종 C Si Mn P S Al Cr N Ti B
D 0.222 0.26 2.15 0.013 0.0001 0.022 0.215 0.0036 0.028 0.0018
구분 강종 조질압연롤조도
(Ra,roll)
(㎛)		 조질압연
압하력
(P)
(ton)		 관계식 2
(ton·㎛)1/2 		열간성형 후 물성 관계식 1
(㎛)		 최대
굽힘각
(o)		 굽힘각
변화량
(%)		 CIE
(Nm)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)
발명예6 D 2.6 100 16.1 1266 1607 4 0.976 58.5 - 30376
발명예7 D 2.6 150 19.7 1287 1600 3.9 1.369 56.9 -2.74% 29161
발명예8 D 2.6 300 27.9 1289 1595 3.8 1.755 55.6 -4.96% 28553
비교예6 D 2.6 650 41.1 1287 1603 3.8 1.882 54.7 -6.50% 27338
상기 표 4에서 관계식 1 및 2는 전술한 실시예 1의 표 2의 내용과 동일하다.
표 4에서, 표 3의 D 강종으로 제조된 발명예 6 내지 8 및 비교예 6을 살펴보면, 발명예 6은 최대 굽힘각 58.5°로 매우 우수한 굽힘성을 갖는 것을 확인할 수 있었다. 발명예 7 및 8 역시 본 발명의 조건을 만족하는 것으로서, 발명예 6 대비 굽힘각 변화량이 있으나, 모두 5% 이하로 양호한 굽힘성 내지 내충돌특성을 갖는 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 6의 경우, 동일한 D 강종을 사용하여 제조한 것으로써, 열간성형 후 강도를 보임에도 불구하고 합금조성은 본 발명의 범위에 만족하나, 관계식 2에 따른 값이 40을 초과하여 결과적으로 표면거칠기지수가 본 발명의 범위를 초과함으로 표면 노치효과에 의해 최종적으로 발명예 6 대비 5% 초과의 굽힘각 변화량을 보이는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (17)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 [관계식 1]로 계산되는 표면거칠기지수(Surface Roughness Factor)가 1.8㎛ 이하인 열간성형용 강재.
    [관계식 1]
    Figure PCTKR2022012070-appb-img-000007
    (상기 Rt는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 가장 높은 산과 가장 깊은 골의 수직 방향 거리로 정의되고, Rdq는 강판 표면에서 임의의 측정구간에서의 산의 기울기의 제곱평균제곱근(root mean square)임)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 Mo: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 열간성형용 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재의 미세조직은 면적분율로, 페라이트: 50~90%를 포함하고, 펄라이트 30% 이하, 베이나이트 20% 이하 및 마르텐사이트: 20% 이하 중 하나 이상을 포함하는 열간성형용 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 도금층을 더 포함하는 열간성형용 강재.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지는 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 열간성형용 강재.
  6. 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 하기 [관계식 2]를 충족하도록 조질압연하는 단계
    를 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법.
    [관계식 2]
    Figure PCTKR2022012070-appb-img-000008
    , (ton·㎛)1/2
    (상기 P는 조질압연 시 압하력, Raroll은 조질압연 롤의 산술평균거칠기(Ra) 임)
  7. 청구항 6에서,
    상기 냉연강판은 Mo: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법.
  8. 청구항 6에서,
    상기 냉연강판을 얻는 단계는,
    상기 강 슬라브를 1050~1300℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 권취온도로부터 400℃까지 10℃/Hr 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 400℃부터 소둔온도까지의 온도범위를 20℃/s 이하의 속도로 가열하는 단계;
    상기 가열된 냉연강판을 소둔온도 740~860℃에서 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 냉연강판을 소둔온도로부터 660℃까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법.
  9. 청구항 8에서,
    상기 소둔시 분위기 가스의 이슬점 온도(Dew point)는 -70~ -30℃인 열간성형용 강재의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 소둔된 냉연강판을 냉각한 후, Al계 도금욕에 침지하여 알루미늄 도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 Al계 도금욕은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 열간성형용 강재의 제조방법.
  12. 중량%로, C: 0.04~0.45%, Si: 1.5 % 이하(0% 제외), Mn: 0.2~2.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~5.0 %, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    최대 굽힘각 변화량이 5% 이하인 열간성형 부재.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1000MPa 이상, 연신율(El): 3.5% 이상인 열간성형 부재.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 열간성형 부재의 미세조직이 마르텐사이트 단상 조직 또는 마르텐사이트와 40면적% 이하의 베이나이트를 포함하는 혼합 조직인 열간성형 부재.
  15. 청구항 12에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 청구항 1 내지 5 중 어느 한 항의 열간성형용 강재를 이용하여 제조된 열간성형 부재.
  16. 청구항 1 내지 5 중 어느 한 항의 열간성형용 강재를 이용하여 블랭크를 얻는 단계;
    상기 블랭크를 Ac3~980℃의 온도로 가열한 후, 1~1000초간 유지하는 단계; 및
    상기 가열 및 유지된 블랭크를 열간성형한 후 냉각하는 단계
    를 포함하는 열간성형 부재의 제조방법.
  17. 청구항 16에 있어서,
    상기 냉각은 금형냉각방식으로 행하는 열간성형 부재의 제조방법.
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