KR101569508B1

KR101569508B1 - 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101569508B1
Application number: KR1020140189097A
Authority: KR
Inventors: 오진근; 조열래; 김성우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2015-11-17
Also published as: CN110042321B9; EP3239338A1; JP6423083B2; JP2017529457A; US20190062865A1; MX2017003311A; CN110042321A; US10151013B2; US10533237B2; ES2791282T3; CN106164318A; EP3239338B1; EP3239338A4; WO2016104881A8; US20160362763A1; CN110042321B; WO2016104881A1

Abstract

굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명은, 소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되어 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성되고, 상기 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이고; 그리고 상기 소지강판 표층부에는 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재에 관한 것이다.

Description

굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재 및 그 제조방법{Hot press formed parts having excellent bendability, and method for the same}

본 발명은 내충돌 특성이 요구되는 자동차용 구조부재 등에 사용되는 HPF 성형부재에 관한 것으로, 강재를 오스테나이트 단상역으로 가열 및 금형에 의해 급냉 및 열간성형을 실시함으로써 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 HPF 성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 업계에서는 차체 경량화 및 승객 보호를 위하여 내충돌 특성이 우수한 초고강도 강재 개발 및 그 적용이 매우 요구되고 있다. 이와 같은 특성을 확보하기 위하여, 인장강도 1300MPa이상을 갖는 초고강도 강재에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있으나, 초고강도에 의한 성형성 부족으로 복잡한 형상을 갖는 부재를 성형하기 어려울 뿐만 아니라 스프링백에 의해 형상 정밀도를 확보하기 어려웠다.

상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여, 열간성형 공법(HPF, Hot Press Forming)이 제안되어 있으며, 이와 같은 방법으로는 US 6296805 등에 제안된 기술을 들 수 있다. 상기 특허에 제시되어 있는 기술은 고온에서 내열성을 갖는 용융알루미늄 도금된 강재를 고온에서 열처리 후, 열간성형을 통하여 부재를 성형하고, 이어, 급냉함으로써 상기 부재 전체적으로 마르텐사이트를 확보함으로써 초고강도를 갖는 HPF성형부재 제조방법을 제시하고 있다. 그러나, 상기 기술에 의해 제조된 HPF 성형부재는 초고강도를 확보하기 위하여 HPF 성형부재 전 두께에 대하여 주상을 마르텐사이트로 하며 그 분율은 100%이다. 간혹 금형에 의한 냉각속도가 느리거나 박물재 (1mm이하) 성형부재의 경우, 마르텐사이트 입계에 페라이트 또는/및 베이나이트가 생성되기도 하나, 이것은 HPF 성형부재의 강도 및 굽힘성 저하를 야기시키기 때문에 원래 의도하지 않은 상들로서 여겨지고 있다.

또한 HPF 형성 부재의 내충돌 특성을 평가하는 대표적인 지표는 굽힘성으로 여겨지고 있다. 예를 들어, 자동차 B-pillar와 같은 경우, 차량 측면 충돌을 받아 HPF 성형부재가 굽을 경우 특정거리(각도) 이상까지 파단 없이 버틸 수 있는 특성(굽힘성)이 요구된다. 그런데, 전 두께를 통하여 마르텐사이트 및/또는 입계 페라이트로 이루어진 HPF 성형부재의 굽힘성은 부재 자체의 초고강도 및 조직적으로 굽힘성에 취약한 마르텐사이트에 기인하여 열위한 것으로 알려져 있다. 이를 향상시키기 위하여 HPF 성형부재의 조직을 베이나이트로 형성시킬 경우 초고강도를 확보하기 힘든 문제점을 가지고 있다.

따라서, 본 발명자는 HPF 성형부재의 초고강도를 확보하면서도 굽힘성을 향상시켜 내충돌특성을 확보할 수 있는 방법을 고안하게 되었다.

따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 한계를 해결하기 위한 것으로, 내충돌 특성이 요구되는 자동차용 구조부재 등에 사용될 수 있는 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도와 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재를 제공함에 그 목적이 있다.

또한 본 발명은 상술한 HPF 성형부재를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되어 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성되고,

상기 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이고; 그리고

상기 소지강판 표층부에는 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재에 관한 것이다.

본 발명에서는 상기 표층부에는 그 크기가 1~10㎛ 범위의 탄화물의 개수가 10mm²당 5개 이하일 수 있다.

또한 상기 소지강판은 냉연강판과 열연강판 중 하나의 강판일 수가 있다.

상기 소지강판은 Mo + W : 0.001~0.5%로 추가로 포함함이 바람직하다.

또한 상기 소지강판은 Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4% 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.

또한 상기 소지강판은 Cu + Ni: 0.005~2.0% 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.

아울러, 상기 소지강판은 Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상을 0.03% 이하로 추가로 포함함이 바람직하다.

또한 본 발명은,

상기와 같은 강 조성성분을 갖는 열연강판을 제조하는 공정;

상기 열연강판을 450~750℃의 온도범위에서 상기 관계식 1을 만족하는 시간 동안 권취하는 공정;

상기 권취된 강판을 냉간압연한 후 소둔하고, 이어, 용융알루미늄 도금을 실시하는 공정;

상기 용융알루미늄 도금된 강재를 850~1000℃의 온도까지 승온한 후 일정시간 유지하는 공정; 및

상기 승온된 강재를 열간성형함과 동시에, 200℃ 이하의 온도범위로 20~1000℃/s의 냉각속도로 냉각함으로써 HPF 성형품을 제조하는 공정;을 포함하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법에 관한 것이다.

[관계식 1]

190,000 ≤ [권취온도(CT) × 시간(분)]/2 ≤ 350,000

*단 관계식 1에서 시간은 권취온도에서 200℃까지 도달하는 데 걸린 시간

또한 본 발명에서는 상기 승온공정 이후 1~1000초의 시간 동안 유지함이 바람직하다.

또한 상기 소둔온도를 700~900℃범위로 관리함이 바람직하다.

또한 상기 냉간압연 시 냉간압하율을 30~80% 범위로 함이 바람직하다.

또한 상기 HPF 성형부재는, 그 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이고; 그리고 상기 소지강판 표층부에는 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있음이 바람직하다.

또한 상기 표층부에는 그 크기가 1~10㎛ 범위의 탄화물의 개수가 10mm²당 5개 이하일 수 있다.

상술한 바와 같은 구성을 갖는 본 발명은, 굽힘 특성이 우수한 인장 강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 HPF 성형 부재를 제공할 수 있어, 내충돌 특성이 요구되는 자동차용 구조부재 등에 효과적으로 사용될 수 있다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 권취온도×시간과 굽힘각의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 예열처리 후 도금층 직하 소지강판 표층부 미세조직을 비교예와 대비하여 보여주는 조직사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 열처리 후 도금층 직하 소지강판 표층부 Mn 분포(EPMA)를 비교예와 대비하여 보여주는 사진이다.
도 4는 비교예 강판의 열연 표층 조직사진이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명자들은 인장 강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 HPF 성형 부재를 제조함에 있어서, 성형부재에 굽힘 특성을 부여하는 방법에 대하여 연구와 실험을 거듭하였다. 그 결과, HPF 성형부재 표층부의 미세조직을 제어함과 동시에, 표층부 내 탄화물 크기 및 분율을 제어함으로써 초고강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라 굽힘성을 현저히 향상시킬 수 있다는 것으로 발견하였다.

상세하게 설명하면, 통상적인 HPF 성형 부재의 표층부 미세조직은 페라이트가 없이 마르텐사이트로 구성되며, 또한 마르텐사이트 내부에 잔존하는 탄화물에 대한 정밀한 제어가 이루어지지 않음에 따라 성형 부재의 굽힘 특성이 현저히 떨어지는 문제점이 있는 것을 발견하였다. 특히, 용융알루미늄 도금강재의 경우, 열간성형을 위한 열처리 시 생성되는 연성이 열위한 금속간화합물상에 의하여 도금층에 균일이 쉽게 생성되고, 이로부터 마르텐사이트 기지로 균열전파가 용이할 뿐만 아니라 기지에 잔존하고 있는 조대한 탄화물이 균열 성장의 기점으로 작용함에 따라 굽힘 특성이 현저히 저하되는 문제를 지니고 있음을 확인하였다.

이를 감안하여, 본 발명자들은 HPF 성형부재의 도금층 직하 소지강판의 표층부에 페라이트를 연속적 또는 불연속적으로 생성시키는 것이 도금층에서 생성된 미세 균열이 기지로 전파하는 것을 억제하는데 매우 유효하다는 것을 발견하였다. 뿐만 아니라, 이미 기지로 소량 전파된 미세 균열의 성장속도를 제어하는 데에 있어서 표층부 내에서의 탄화물의 크기 및 분율이 매우 중요한 역할을 하는 것을 확인하고 본 발명을 제안하는 것이다.

먼저, 본 발명의 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재를 설명한다.

본 발명은, 소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되어 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성된다.

이하, 그 구체적인 강 조성성분 및 그 제한사유를 설명한다.

C:0.18~0.25%

상기 C는 마르텐사이트의 강도를 증가시키는 필수적인 원소이다. C 함유량이 0.18% 미만에서는 내충돌특성 확보를 위한 충분한 강도를 얻기가 어렵다. 또한 0.25%를 초과하여 함유하면 슬라브의 충격 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, HPF 성형부재의 용접성이 저하될 수 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.18~0.25중량%(이하, 단지 %라 한다)로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.1~0.5%

상기 Si는 제강에서 탈산제로서 첨가를 한다. Si 함유량이 0.1% 미만에서는 충분한 탈산이 이루어지지 않을 수 있고, 0.5%를 초과하면 강판 표면에 생성되는 Si 산화물에 의하여 양호한 용융알루미늄도금 표면 품질을 확보하기 어려울 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Si 함유량을 0.1~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.

Mn: 0.9~1.5%

상기 Mn은 Cr, B 등과 같이 강의 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. Mn 함유량이 0.9% 미만에서는 충분한 경화능을 확보하기 어려워 베이나이트가 생성될 수 있어 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 또한 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 강판 제조 비용이 상승될 뿐만 아니라, 강재 내부에 Mn이 편석됨에 따라 HPF 성형부재의 굽힘성을 현저히 저하시킬 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Mn 함유량을 0.9~1.5% 범위로 제한함이 바람직하다.

P:0.03% 이하(0%는 포함하지 않음)

상기 P는 입계편석 원소로서 HPF 성형부재의 많은 특성을 저해시키는 원소로서 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. P 함량이 0.03% 초과하면 성형부재의 굽힘특성, 충격특성 및 용접성 등이 열화되기 때문에 그 상한을 0.03%로 제한함이 바람직하다.

S: 0.01% 이하(0%는 포함하지 않음)

상기 S는 강 중에 불순물로서 존재하여, 성형부재의 굽힘 특성 및 용접성을 저해하는 원소로서 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. S 함량이 0.01% 초과 하면 성형부재의 굽힘 특성 및 용접성 등이 나빠지기 때문에 그 상한을 0.01%로 제한함이 바람직하다.

Al: 0.01~0.05%

상기 Al은 Si과 비슷하게 제강에서 탈산 작용을 목적으로 첨가된다. 이 목적을 달성하기 위하여 Al은 0.01% 이상이 첨가되어야 하고, 그 함량이 0.05% 초과하게 되면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 도금재의 표면 품질을 열위하게 만들기 때문에, 그 상한을 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.05~0.5%

상기 Cr은 Mn, B 등과 같이 강의 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. 상기 Cr 함유량이 0.05%미만에서는 충분한 경화능을 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.5% 초과하게 되면 경화능은 충분히 확보 가능하나, 그 특성이 포화될 뿐만 아니라 강재 제조 비용이 상승할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 Cr의 함유량을 0.05~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05%

상기 Ti는 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보에 필수적인 고용 B을 잔류시키기 위하여 첨가된다. 상기 Ti 함유량이 0.01% 미만에서는 그 효과를 충분히 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.05% 초과하게 되면 그 특성이 포화될 수 있을 뿐만 아니라 강재 제조 비용이 상승할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 Ti의 함유량을 0.01~0.05% 범위로 제한함이 바람직하다.

B: 0.001~0.005%

상기 B는 Mn 및 Cr과 마찬가지로 HPF 성형부재에 있어서 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. 상기 목적을 이루기 위하여 0.001% 이상 첨가되어야 하고, 그 함량이 0.005%를 초과하면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 열간압연성을 현저히 떨어뜨린다. 따라서 본 발명에서는 상기 B 함유량을 0.001~0.005% 범위로 제한함이 바람직하다.

N: 0.009%이하

상기 N은 강 중에 불순물로서 존재하며 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. N 함량이 0.009%초과 하게 되면 강재 표면불량을 야기할 수 있을 있기 때문에 그 상한을 0.009%로 제한함이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 HPF 성형부재를 이루는 소지강판은 아래의 성분들을 추가적으로 함유함이 보다 바람직하다.

Mo + W : 0.001~0.5%

상기　Mo와 W은 경화능 및 석출강화 원소로, 고강도를 더욱 확보할 수 있는데 효과가 크다. 　Mo와 W의 첨가량의 합이 0.001% 미만에서는 충분한 경화능 및 석출강화 효과를 얻을 수 없고, 0.5% 초과하면 그 효과가 포화 될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mo + W의 함유량을 0.001~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.

Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4%

상기　Nb, Zr 및 V은 강판의 강도 상승, 결정립 미세화 및 열처리 특성을 향상시키는 원소이다. 상기　Nb, Zr 및 V 중 1종 이상의 함량이 0.001% 미만이면 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.4%를 초과하면 제조 비용이 과도하게 상승하게 된다. 따라서 본 발명에서는 이들 원소의 함량을 0.001~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다

Cu + Ni: 0.005~2.0%

상기 Cu는 미세한 Cu 석출물을 생성하여 강도를 향상시키는 원소이며, 상기 Ni은 강도 상승 및 열처리성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 만일 상기 성분들의 합이 0.005% 미만이면 충분히 원하는 강도를 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하면 조업성을 열위되고 제조비용을 상승시킬 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Cu + Ni: 0.005~2.0%로 제어함이 바람직하다.

Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상 0.03% 이하

상기 Sb, Sn 및 Bi는 입계 편석 원소로 HPF 가열시 도금층과 소지철 계면에 농화되어 도금층 밀착성을 향상시킬 수 있다. 도금층의 밀착력을 향상시킴으로서 열가 성형시 도금층의 탈락 방지에 일조할 수 있다. Sb, Sn 및 Bi는 유사한 특성을 지니고 있기 때문에 3개 원소를 혼합하여 사용하는 것도 가능하며, 이때, 1종 이상의　합을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다.　　만일 상기 성분들의 합이 0.03%를 초과하면 열간 성형시 소지철의 취성이 악화될 우려가 있기 때문이다.

이하, 용융알루미늄 도금강재를 이용하여 열간성형한 본 발명의 성형부재의 미세조직에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명에서는 상기 용융알루미늄 도금층을 갖는 HPF 성형부재의 도금층 하부, 소지강판 계면 직하 표층부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있음을 특징으로 한다. 여기서, 상기 표층부란 소지강판계면에서 내부로의 깊이 50㎛ 영역을 의미한다.

본 발명에서 소지강판 표층부에서의 페라이트는 매우 중요한 상으로서, 상기 페라이트는 두께 50㎛ 이내에 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 있어야 한다. 상기 페라이트가 연속적 또는 불연속적으로 생성되어 있지 않으면, 합금화된 알루미늄 도금층에서 생성되는 균열이 마르텐사이트로 이루어진 소지강판을 관통함으로써 성형부재의 굽힘 특성이 저하된다. 따라서 상기 표층부 페라이트는 관찰하는 두께 50㎛ 이내에서 연속적 또는 불연속적으로 형성되어 있어야 한다.

그리고 본 발명에서는 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 면적 분율이 표층부의 전체 조직 대비 5%이하일 것이 요구된다. 만일 그 면적 분율이 5%를 초과하면, 표층부 페라이트를 형성하기 위하여 열연 권취온도의 과도한 상승이 수반되고, 이에 따라 표층 탈탄 시킬 경우 표층 페라이트 결정립계에 Si 및/또는 Mn 산화물이 생성되어 오히려 제조되는 HPF 성형부재의 굽힘 특성을 저하시킬 수 있기 때문이다. 더욱이, 표층 탈탄이 과도할 경우, 제조되는 HPF 성형부재의 강도를 저하시킬 우려도 있으므로 본 발명에서는 상기 표층부에서는 페라이트상의 면적분율을 5%이하로 제한함이 바람직하다.

한편, 본 발명에서는 우수한 굽힌 특성을 갖는 HPF 성형부재를 제조하기 위하여 상기 표층부 내에 존재하는 탄화물의 크기 및 분포를 제어함을 특징으로 한다. 구체적으로, 본 발명에서는 상기 소지강판 표층부에는 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있도록 제어함을 특징으로 한다. 비록 상술한 표층부에 생성된 페라이트에 의해 도금층으로부터 소지강판으로 전파되어온 균열이 페라이트에 의해 둔화된다고 하더라도, 그 균열이 마르텐사이트와 조대한 탄화물 경계를 따라 쉽게 소지강판 안쪽을 전파될 수 있다는 한계가 있다. 본 발명에서는 이를 고려하여, 상술한 소지강판 내부로의 균열전파를 억제할 수 있도록 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있도록 하는 것이다. 이러한 미세하게 분산 분포되어 있는 탄화물은 상술한 균열 전파에 거의 영향을 받지 않기 때문에 효과적으로 소지강판 내부로의 균열전파를 억제하여 성형부재의 굽힘 특성을 향상시킬 수 있다.

보다 바람직하게는, 상기 표층부 내에 그 크기가 1~10㎛ 범위의 탄화물 개수를 10mm²당 5개 이하로 제어하는 것이다. 이러한 조대 탄화물 개수의 제어로 인하여 효과적인 균열전파 통로를 차단하여 HPF 성형부재의 굽힘성을 저하를 억제할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법에 대해 설명한다.

먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 합금조성으로 이루어진 열연강판을 제조한다.

이러한 열연강판을 제조하는 공정은 통상적인 공정이면 되며, 본 발명은 특별한 제조공정 조건에 제한되는 것은 아니다. 예컨대, 상기와 같은 합금조성으로 이루어진 강 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열한 후, Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조할 수 있다.

이어, 본 발명에서는 상기와 같이 제조된 열연강판을 450~750℃의 온도범위에서 하기 관계식 1을 만족하는 시간 동안 권취한다.

이때, 본 발명에서 상기 권취온도는 제조되는 HPF 성형부재 표층부의 미세조직 및 탄화물 분포를 얻는데 중요한 역할을 하는 기술구성 중의 하나이다. 상기 권취온도가 450℃ 미만이면, HPF 열처리 후 도금층과 소지강판 계면 직하 소지강판에 충분한 페라이트를 형성시킬 수 없다. 왜냐하면 강판 표층부에 존재하는 C, Mn, Cr과 같은 원소들이 권취 중 표층부 밖으로 빠져나가는 함량이 적기 때문이다. 상세하게 설명하면, HPF 열처리공정에서 상기 페라이트는 강판을 오스테나이트 열처리 후, 금형에 이송할 때 거의 대부분 형성된다. 그런데 강판 표층부에 탄소, 망간 및 크롬 등과 같이 페라이트 형성 원소가 충분할 경우에는 표층부에 페라이트가 생성되지 않지만, 상기 원소들이 충분하지 않을 경우 표층에 페라이트가 생성되기 때문으로 추정하고 있다. 따라서 상기 권취공정에서 강판 표층부가 탈탄 등으로 C, Mn 및 Cr 함량이 불충분하게 되면 후속하는 HPF 열처리공정에서 표층부에 페라이트가 형성될 수 있는 것이다. 더불어, 상기 페라이트는 HPF 열처리공정에서 강판 표층부의 냉각속도를 중심부 보다 빠르게 함으로써 얻을 수도 있다.

한편 상기 권취온도가 750℃를 초과하면, 상기 원소들이 충분히 표층 밖으로 빠져나가 HPF 열처리 후 충분한 페라이트를 생성시킬 수 있지만, 동시에 강 중에 존재하는 Si 및/또는 Mn이 대기 중 산소와 결합하여 결정입계에 산화물이 생성될 수 있을 뿐만 아니라, 표층 직하에 조대한 탄화물들이 다수 생성되어 HPF 열처리 후에도 잔존하여 굽힘시험 시 균일 시작 및 전파의 경로로 작동하여 굽힘성이 나빠질 수 있다. 따라서, HPF 열처리 후, 소정의 원하는 조직 및 탄화물 분포를 얻기 위해서는 상기 권취온도를 450~750℃로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 이때 권취시간을 하기 관계식 1을 만족하도록 관리함이 바람직하며, 하기 관계식 1을 만족할수록 상술한 권취온도 한정 효과가 극대화될 수 있다. 이러한 권취시간은 권취된 열연판을 서냉로 또는 가열로에 장입함으로써 용이하게 제어될 수 있다. 도 1에 나타난 바와 같이, 하기 관계식 1을 만족하는 범위 내에서 우수한 굽힘각도를 나타냄을 알 수 있다.

[관계식 1]

190,000 ≤ [권취온도(CT) × 시간(분)]/2 ≤ 350,000

*단 관계식 1에서 시간은 권취온도에서 200℃까지 도달하는 데 걸린 시간을 의미한다.

이후, 본 발명에서는 상기 열연강판을 산세 후 냉간압연 없이 곧바로 용융알루미늄 도금 후 열간성형용 강재로 사용될 수 있다.

또다르게는 상기 열연강재를 냉간압연 후 용융알루미늄 도금을 실시한 후, 열간성형용 강재로 이용할 수도 있다. 이때, 본 발명에서는 상기 냉간압연시 냉간압하율에 제한되지는 않지만 30~80%로 하는 것이 바람직하다. 만일 냉간압하율이 30% 미만이면, 소정의 냉간압연 두께를 확보하기 위하여 열연강재를 보다 얇게 해야 하는 문제점이 있으며 또한 냉간압연 통판성에 어려움이 있다. 반면에 80%를 초과하면, 강재 에지(edge)부 크랙 발생이 쉽고, 냉간압연 부하가 커지는 문제가 있기 때문이다.

후속하여, 상기와 같이 제조된 열연강판 내지 냉연강판은 소정의 소둔공정을 거친 후, 알루미늄 도금욕에 침지시킴으로써 용융알루미늄 도금된 강판을 제조할 수 있다. 이때, 본 발명에서는 상술한 소둔조건에 제한되지 않지만, 소둔온도를 700~900℃범위로 관리함이 바람직하다. 또한 본 발명에선 상기 용융알루미늄 도금조건에 제한되는 것은 아니며, 상기 알루미늄 도금욕에는 Al을 주성분으로 하며 Si 함량은 7~12% 범위 내에 있을 수 있다.

그리고 본 발명에서는 상기 용융알루미늄 도금 강판을 오스테나이트 단상역 온도범위 850~1000℃까지 승온하고, 1~1000초 동안 유지한다. 만일 단상역 가열온도가 850℃ 미만이면, 가열로에서 열처리 후 금형으로 이송 도중 강판 전체적으로 페라이트가 형성되어 열처리 후 제조되는 최종 성형부재에 소정의 강도를 확보할 수 없기 때문이다. 반면에 1000℃를 초과하면 제조비용이 상승할 뿐만 아니라 용접성이 열위되는 문제가 발생될 수 있다. 그리고 상기 승온시 1~100℃/s의 승온속도를 유지함이 보다 바람직하다.

또한 상술한 승온후 1-1000초 동안 유지함이 바람직한데, 이는 유지시간이 1초 미만에서는 충분한 오스테나이트화가 이루어지기 어렵고, 1000초를 초과하면 열처리후 제조되는 성형부재의 용접성이 저하되는 문제점이 있기 때문이다.

이어, 본 발명에서는 상기 승온된 강판을 금형으로 열간성형과 동시에 20~1000℃/s의 냉각속도로 200℃이하까지 냉각함으로써 굽힘 특성이 우수한 인장 강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 HPF 성형 부재를 제조할 수 있다. 상기 냉각속도가 20℃/s 미만에서는 베이나이트가 생성되어 소정의 강도를 확보하기 어렵고 1000℃/s를 초과하면 그 정도가 포화될 뿐만 아니라 과도한 제조비용이 요구되기 때문이다.

상술한 제조공정을 통하여 제조된 HPF 성형부재는, 그 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이다. 또한 상기 소지강판 표층부에는 그 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있어 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재를 제공할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

(실시예)

화학성분 (중량 %)										비고
C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	Cr	B	N	비고
0.22	0.3	1.2	0.014	0.002	0.03	0.03	0.2	0.0023	0.004	발명강

상기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 재가열온도 1200℃에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시하였다. 이때, 마무리 열간압연온도는 900℃이며, 권취온도(CT) 및 시간은 하기 표 2와 같은 조건으로 하여 열연강판을 제조하였다. 제조된 열간압연강판은 산세를 실시하고, 이어, 냉간압하율을 50%로 냉간압연을 실시하여 최종두께 1.5mm의 냉연강판을 제조하였다.

그리고 상기 냉간압연강판을 780℃에서 소둔한 후, 용융알루미늄 도금을 실시하였다. 이때 용융알루미늄 도금욕에는 알루미늄을 주성분으로 하며 8.5% Si, 2% Fe 및 기타 불순물로 구성되어 있다. 상기와 같이 용융알루미늄 도금된 강판을 이용하여 열간성형을 모사하기 위한 열처리를 실시하였다. 즉, 상기 도금 강판을 930℃로 기 가열된 가열로에 장입하고, 이어, 6분 후에 금형으로 이송하여 금형으로 급냉을 실시하였다.

상기와 같이 제조된 강판들에 대하여, 소지강판 표층부내 페라이트상 존재여부 및 그 분율, Si 및 Mn 산화물 존재여부, 그리고 표층부내 탄화물의 분율 등을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한 상기와 같이 제조된 성형부재들의 기계적 성질을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

한편, 본 실험에서 용융알루미늄 도금층 직하 소지강판에 표층부에서의 페라이트 생성 유무 및 그 분율은 광학현미경을 이용하여 최소 3 부분에서 관찰 후 이미지 분석을 통하여 판정하였다. 또한 페라이트 입계에 존재할 수 있는 Si 및 Mn 산화물 존재 여부는 SEM을 이용하여 분석하였으며, 소지강판 표층부 내에서의 탄화물 분포를 분석하기 위하여 표층부 직하에서 replica를 추출 후 TEM 및 EPMA를 이용하여 그 사이즈 및 개수를 측정하였다.

아울러, 상기 제조된 강판들에 대하여 JIS Z 2201 5호 인장시험편을 이용하여 기계적 성질을 측정하였으며, 굽힘 특성은 VDA 238-xxx 시험법에 의하여 최대하중에서의 굽힘 각도를 측정하였으며, 굽힘선과 압연방향이 직각으로 굽힘시험을 하였을 때, 굽힘각이 60도 미만은 불합격, 60도 이상은 합격으로 판정하였다.

제조 조건	열간압연 조건		열처리 후 표층부 조직					비고
제조 조건	CT (℃)	S*	표층부 직하 50㎛이내 페라이트 유무	페라이트 분율(%)	Si/Mn 산화물 존재 유무	1㎛탄화물 분율(%)	1~10㎛탄화물 개수	비고
A	480	220,800	○	0.5	X	99	1	발명예1
B	600	230,000	○	2.1	X	98	1	발명예2
C	600	246,000	○	3.2	X	97	2	발명예3
D	700	302,000	○	4.5	X	95	3	발명예4
E	400	184,000	X	0	X	100	0	비교예1
F	780	360,000	○	7.2	○	83	10	비교예2

*표 2에서 S*는 [권취온도(CT) × 시간(분)]/2로 권취온도에서 200℃까지 도달하는 데 걸린 시간

조건	기계적 성질			굽힘 특성		비고
조건	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	각도	합격여부	비고
A	1121	1536	6.5	63.5	합격	발명예1
B	1107	1518	6.6	64.6	합격	발명예2
C	1102	1508	6.4	65.2	합격	발명예3
D	1096	1487	6.9	67.8	합격	발명예4
E	1133	1538	6.2	58.1	불합격	비교예1
F	1047	1465	6.7	55.8	불합격	비교예2

상기 표 1-3에 나타난 바와 같이, 강 조성성분 뿐만 아니라 제조공정이 본 발명범위내인 발명예1-4는 소지강판 표층부에 페라이트상이 존재하며, 그 분율도 5% 이하임을 알 수 있다. 또한 상술한 표층부에 Si 및/또는 Mn 산화물이 존재하지 않았으며, 또한 크기 1㎛ 이하의 탄화물 분율이 90%이상으로서 조대한 1~10㎛ 탄화물이 존재하지 않아 소정의 굽힘성을 확보할 수 있었다. 이점은 도 2-3의 사진을 통하여 확인할 수 있는데, 상기 도면에서 발명예라고 표시한 것은 표 2-3에서 발명예1를 나타낸다.

이에 반하여, 비교예1의 경우, 너무 적은 (권취온도 × 시간)/2 로 인해 소지강판 표층부에 충분한 페라이트가 생성되지 않았으며, 소정의 굽힘각도를 확보할 수 없음을 알 수 있다. 한편, 도 2-3에서 비교예라 표시한 것은 표 2-3에서 비교예1을 나타낸다.

또한 비교예2는 소지강판 표층부에 충분한 페라이트가 생성된 반면에, 페라이트 결정입계에 Si 및/또는 Mn 산화물이 띠 형태로 존재할 뿐만 아니라 조대한 탄화물이 다수 생성되어 오히려 굽힘각도가 더욱 나빠짐을 확인할 수 있다. 도 4는 비교예2에서의 조직사진이다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되어 있는 HPF(HOT PRESS FORMING) 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성되고,
상기 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이고; 그리고
상기 소지강판 표층부에는 원 상당 직경으로 측정한 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 표층부에는 원 상당 직경으로 측정한 크기가 1~10㎛ 범위의 탄화물의 개수가 10mm²당 5개 이하인 것을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 소지강판은 냉연강판과 열연강판 중 하나의 강판인 것을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 소지강판은 Mo + W : 0.001~0.5%로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 소지강판은 Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4% 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 소지강판은 Cu + Ni: 0.005~2.0% 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
제 1항에 있어서, 상기 소지강판은 Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상을 0.03% 이하로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 HPF 성형부재.
중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성되는 열연강판을 제조하는 공정;
상기 열연강판을 450~750℃의 온도범위에서 하기 관계식 1을 만족하는 시간 동안 권취하는 공정;
상기 권취된 강판을 냉간압연한 후 소둔하고, 이어, 용융알루미늄 도금을 실시하는 공정;
상기 용융알루미늄 도금된 강재를 850~1000℃의 온도까지 승온한 후 일정시간 유지하는 공정; 및
상기 승온된 강재를 열간성형함과 동시에, 200℃ 이하의 온도범위로 20~1000℃/s의 냉각속도로 냉각함으로써 HPF(HOT PRESS FORMING) 성형품을 제조하는 공정;을 포함하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
[관계식 1]
190,000 ≤ [권취온도(CT) × 시간(분)]/2 ≤ 350,000
*단 관계식 1에서 시간은 권취온도에서 200℃까지 도달하는 데 걸린 시간
제 8항에 있어서, 상기 승온공정 이후 1~1000초의 시간 동안 유지함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 소둔온도를 700~900℃범위로 관리함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 냉간압연 시 냉간압하율을 30~80% 범위로 함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 HPF 성형부재는, 그 소지강판의 표층부에는 그 내부에 페라이트상이 두께 50㎛ 이내로 연속적 내지 불연속적으로 형성되어 있으며, 상기 표층부에서 페라이트상이 차지하는 분율이 5%이하이고; 그리고 상기 소지강판 표층부에는 원 상당 직경으로 측정한 크기가 1㎛ 이하인 탄화물이 전체 탄화물 분포에서 90% 이상을 가지도록 분산 분포되어 있음을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 12항에 있어서, 상기 표층부에는 원 상당 직경으로 측정한 크기가 1~10㎛ 범위의 탄화물의 개수가 10mm²당 5개 이하인 것을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 열연강판은 Mo + W : 0.001~0.5%로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 열연강판은 Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4% 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 열연강판은 Cu + Ni: 0.005~2.0% 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
제 8항에 있어서, 상기 열연강판은 Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상을 0.03% 이하로 추가로 포함함을 특징으로 하는 굽힘 특성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.