KR20110062899A - 냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 고강도 자동차용 구조부재 및 그 제조방법 - Google Patents
냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 고강도 자동차용 구조부재 및 그 제조방법 Download PDFInfo
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Abstract
본 발명은 열연재의 폭방향 재질편차를 최소화하여 냉간압연성을 향상시키고, 표면 농화 원소들의 입계확산을 저지하여 도금성을 향상시킬 수 있는 냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 열간성형 후에도 초고강도를 확보할 수 있는 자동차용 부재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
이를 통하여, 냉간압연성 및 도금성을 향상시킬 수 있고 초고강도 자동차용 구조부재를 제공할 수 있다.
열간성형, 냉간압연성, 도금성, 자동차, 고강도 강판
Description
본 발명은 자동차 구조부재 및 보강재에 사용될 수 있는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
또한, 자동차용 구조부재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 고온의 열간성형 후에도 고강도를 확보할 수 있는 자동차용 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 환경보호를 위해 자동차의 연비 향상과 승객안전을 확보하기 위해 충격특성 향상이 요구되고 있다. 이를 위해서 차체의 경량화 및 이에 따른 강판의 고강도화 연구가 진행되고 있다.
그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 강판의 성형성을 현저하게 저하시킨다. 이와 같은 문제점을 해결하기 위하여 초고강도이면서 형상동결성이 우수한 부품을 제조하는 방법으로서 연질 강판을 소정의 모양으로 절단하고, 오스테나이트 단상역에서 열처리 및 프레스 성형을 행하고, 금형에 의한 빠른 냉각을 실시함으로써 경질상을 생성시킴으로써 초고강도를 얻는 열간성형 가공용 강판 제조방법이 US 6296805 및 KR 2005-0125207 등에 개시되어 있다.
그러나, 이와 같은 열간성형 가공용 강판 제조방법에 있어서, 열연재에서 강판의 중앙부에 비하여 에지부의 온도 하락이 크고, 이로 인하여 열연재의 폭방향의 재질편차가 커지고, 이로 인하여 냉간압연성이 하락하는 문제점이 발생한다.
또한, Si, B 등의 원소들이 첨가됨으로써 도금성에 나쁜 영향을 미치게 되고, 이로 인하여 열간성형시 도금층이 탈락하거나 내식성을 확보하는데 어려움을 겪을 수 있다.
본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 열연재의 폭방향 재질편차를 최소화하여 냉간압연성을 향상시키고, 표면 농화 원소들의 입계확산을 저지하여 도금성을 향상시킬 수 있는 냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 열간성형 후에도 초고강도를 확보할 수 있는 자동차용 부재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일측면의 강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
상기 강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%
(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
또한, 상기 강판의 미세조직은 마르텐사이트를 주상으로 80%이상 함유하고, 인장강도가 1200MPa 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 일측면인 열간성형 가공용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃로 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조하고, 상기 열간압연은 Ar3 온도~1000℃ 범위에서 마무리 압연하며, 상기 열연강판을 500~750℃에서 귄취하는 단계를 포함한다.
또한, 상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세하고, 상기 산세된 강판에 대하여 압하율 30~80%로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조한 후 650~900℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다.
더불어, 상기 연속소둔하는 단계 후, 상기 냉연강판을 Si: 8~10%, 잔부 Al 및 불가피하게 석출된 Fe를 포함한 Al-Si 도금욕에서 도금하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%
(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
본 발명의 다른 일측면인 고강도 자동차용 구조부재는 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
상기 부재는 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%
(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
또한, 상기 부재의 미세조직은 마르텐사이트를 주상으로 80%이상 함유하고, 인장강도가 1200MPa 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 일측면인 고강도 자동차용 구조부재의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하는 Al도금강판을 800~1000℃ 범 위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고, 상기 온도범위를 10~1000초 유지하는 열처리한 후 상기 열처리한 강판을 금형에서 열간성형하는 단계 및 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 부재는 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는것이 바람직하다.
(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%
(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
본 발명은 열연재의 폭방향의 재질편차를 최소화하여 냉간압연성을 향상시키고, 표면 농화 원소들의 입계확산을 저지하여 도금성을 향상시킬 수 있다. 또한, 고온에서 성형후에도 고강도 자동차용 구조부재를 제공할 수 있다.
본 발명인 강판 및 자동차용 부재의 성분계 및 그 조성범위에 대하여 상세히 설명하고자 한다.(이하, 중량%임.)
C: 0.1~0.5%
C는 강도를 향상시키는 원소로서, 오스테나이트 및 마르텐사이트 등의 경질상을 생성시킨다. C의 함량이 0.1%이상인 경우에는 인장강도 1200MPa이상의 강도를 얻을 수 있다. 또한, C의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 오스테나이트 단상역에서 열처리를 행하여도 충분한 강도를 얻을 수 없다. 반면에, C 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 인성 및 용접성이 저하되기 쉽고, 산세와 압연공정에서 강판의 용접을 어렵게 할 뿐만 아니라, 강도가 너무 높기 때문에 소둔 및 도금 공정에서 강판의 통판이 어렵다. 따라서, C의 함량은 0.1~0.5% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1%이하 (0은 제외)
Si의 함량이 0.1%를 초과할 경우에는 열연재 폭방향 재질편차를 크게 하여 냉간압연성을 저하시킬 수 있고, 도금성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Si의 함량은 0.1%이하 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5~3.0%
Mn는 고용강화 효과가 크고 오스테나이트에서 페라이트 또는 베이나이트로의 변태를 지연시키는 원소이다. Mn의 함량이 0.5% 미만인 경우에는 강판을 오스테나이트 단상역에서 열처리하기 어려워 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, Mn의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는 용접성, 열간압연성 등이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, Mn의 함량은 0.5~3.0% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
P: 0.1%이하(0% 제외)
P는 강을 강화시키는 원소이지만, 과다하게 함유되면 가공성이 열화되기 때문에 P의 함량은 0.1% 이하 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.03%이하(0% 제외)
S는 강 중에 불순물로서 존재하며, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. S의 함량이 0.03% 이하에서는 상기와 같은 악영향이 크지 않기 때문에 S의 함량은 0.03% 이하 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
가용 Al: 0.1% 이하 (0% 제외)
Al은 탈산 원소로서, Al의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 탈산 효과는 포화되고, 더불어, 알루미나(Alumina) 등의 개재물을 증가시키며, N과 결합하여 AlN을 형성함으로써 고용 N을 감소시켜 항복강도 상승을 억제한다. 따라서, Al의 함량은 0.1% 이하 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
N: 0.01~0.1%
N은 본 발명에서 열처리성 및 도장 후 항복강도 상승을 위해서 첨가되는 원소이다. N의 함량이 0.01%미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, N의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 제조 공정상 강판을 용해 및 연주를 하기 어려울 뿐만 아니라, 가공성 열화나 용접시 블로우 홀(blow hall)을 발생시킬 수 있다. 따라서, N의 함량은 0.01~0.1% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.01%
B는 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키는 매우 중요한 원소이다. B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻을 수 없고, B의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 열간 가공성을 저하시킨다. 따라서, B의 함량은 0.0005~0.01% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.01~0.1%
Sb는 열간압연재의 산세성을 향상시키고 도금 열처리 및 열간성형 열처리시 강판표면의 농화원소의 농축을 억제하는 원소이다. Sb의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 달성하기 어렵고, Sb의 함량이 0.1%를 초과할 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하고 열간 가공성을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.01~0.1% 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
Ti 및 Nb 중 선택된 1종 이상의 각각의 함량: 0.001~0.1%
Ti과 Nb은 강판의 강도를 상승시키고 입경을 미세화하며 열처리성을 향상시키는 유효한 원소이다. 본 발명에서는 상기와 같은 이유로 Ti 및 Nb 중 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다. 이 때, Ti 및 Nb의 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti 및 Nb의 각각의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 탄,질화물 생성으로 원하는 강도 및 항복강도 상승 의 효과를 기대할 수 없다. 따라서, Ti 및 Nb 중 선택된 1종 이상의 원소의 각각의 함량은 0.001~0.1% 범위로 하는 것이 바람직하다.
Mo, Cr 및 W 중 선택된 1종 이상의 각각의 함량: 0.001~1.0%
Mo, Cr 및 W은 경화능을 크게 하고 열처리형 강판의 인성을 증가시키기 때문에 높은 충돌에너지 특징이 요구되는 강판에 첨가될 수 있다. 또한, 경화능을 향상시키기 때문에 고온성형 가공시 금형과 직접 접촉하지 않는 부분의 강도저하를 방지할 수 있다. 본 발명에서는 상기와 같은 이유로 Mo, Cr 및 W 중 선택된 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다. 이 때, Mo, Cr 및 W의 각강의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 기대할 수 없고, Mo, Cr 및 W의 각각의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승하는 문제가 있다. 따라서, Mo, Cr 및 W 중 선택된 1종 이상의 원소의 각각의 함량은 0.001~1.0% 범위로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따라 상기 성분계와 조성범위를 갖는 강판의 합금설계시 Si, Mn, B 및 Sb의 관계는 하기 관계식1 및 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식1]
(Si/Mn + 150B) / Sb < 50
[관계식2]
114Si / 110Mn < 0.1
상기 관계식1은 표면품질의 확보가 가능한 성분관계를 실험을 통하여 경험적 수치로서 나타낸 것이다. Si, B 등은 소둔조업시 표면에 농화물을 형성하는 특성을 가진 원소들이고, 상기 원소의 농화물이 많을수록 도금특성은 저하하게 된다. 또한, Sb은 표면농화 원소들의 입계 확산을 방해하는 역할을 하여 표면품질을 향상시킨다. 따라서, 상기 관계식1에 의해 계산된 값이 50 미만의 값을 가질 때 양호한 표면품질의 확보가 가능하다. 이와 같이, 표면품질이 양호한 경우에 도금이 용이하고 우수한 도금성을 확보할 수 있다.
상기 관계식2는 열간성형 강판의 열연재 폭방향의 재질편차를 줄여 냉간압연성을 확보할 수 있는 성분관계를 실험을 통하여 경험적 수치로서 나타낸 것이다. 열간성형 강판에서 열연재의 에지는 필연적으로 중앙에 비하여 온도가 하락한다. 이 때 열연재 에지에서 침상형 페라이트와 베이나이트 등의 조직이 생성될 수 있는데, 강 중 Si 함량이 높아지면 페라이트 형성이 용이해지면서 베이나이트 대신 마르텐사이트가 형성될 수 있다. Mn은 상기와 같은 Si의 역할을 줄여줄 수 있다. 본 발명자는 수차례의 실험을 통하여 상기 관계식2에 나타난 비가 0.1 미만인 경우에는 열연재의 폭방향 항복강도 편차가 150MPa이하로 줄어드는 것을 확인할 수 있었다.
이하, 열간성형 가공용 강판 및 자동차용 부재의 조직에 대하여 설명하고자 한다.
열처리 후 1200MPa 이상의 높은 인장강도를 확보하기 위해서 열처리 후 부재의 조직은 마르텐사이트 상을 주상으로 한다. 또한, 마르텐사이트 상의 부피 분율은 80% 이상이 바람직하다. 그리고 90% 이상으로 하는 것이 보다 더 바람직하다. 더불어, 잔부는 어떠한 종류의 조직으로 한정되는 것은 아니다.
이하, 본 발명이 목표로 하는 특성을 갖는 강판의 제조방법에 대하여 설명하고자 한다.
상기 성분계 및 조성범위를 만족하는 슬라브를 주조하고 냉각한 후, 1100~1300℃ 범위에서 재가열하고, 재가열한 강판을 Ar3 변태점 ~ 1000℃의 범위에서 열간마무리 압연을 한 뒤, 열간압연한 강판을 500~750℃의 범위에서 권취할 수 있다.
재가열온도 : 1100~1300℃
슬라브의 재가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 조직의 균일화가 충분하지 못하고 Ti, Nb 등의 재고용이 충분하지 않다. 반면에, 1300℃를 초과하는 경우에는 강판의 조직이 조대화되기 쉽고 제조가 용이하지 않는 문제점이 발생한다. 따라서, 슬라브의 재가열온도는 1100~1300℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
열간압연 마무리온도 : Ar3 변태점 ~ 1000℃
열간압연 마무리온도가 Ar3 변태점 미만인 경우에는 열간 변형저항이 급격히 증가하여 제조공정에 어려움이 발생한다. 반면에, 1000℃를 초과하는 경우에는 지나치게 두꺼운 산화 스케일이 발생하기 쉽고 강판의 조대화가 일어날 수 있다. 따라서, 열간압연 마무리온도는 Ar3 변태점 ~ 1000℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
권취온도 : 500~750℃
권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되기 때문에, 열연강판의 강도가 지나치게 올라가고, 냉간압연시 과부하로 인하여 형상이 불량해지고 제조가 용이하지 않는다. 반면에, 750℃를 초과하는 경우에는 과다한 Ti, Nb 및 Mo 등의 석출물이 조대해지기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 권취온도는 500~750℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 제조된 열연강판을 산세하고 30~80%의 압하율로 냉간압연하고 650~900℃에서 연속소둔할 수 있다.
냉간압하율 : 30~80%
냉간압연시 냉간압하율은 크게 한정되지 않지만, 너무 낮으면 원하는 두께를 얻기 어렵고 강판의 형상을 교정하기 힘들기 때문에 하한을 30%로 한정하는 것이 바람직하다. 반면에, 냉간압하율이 80%를 초과하는 경우에는 강판의 에지부에 크랙 이 발생하기 쉽고, 냉간압연의 부하가 커지는 문제점이 있다. 따라서, 냉간압하율은 30~80%로 한정하는 것이 바람직하다.
소둔온도 : 650~900℃
냉간압연판의 연속소둔온도는 특별히 한정하지는 않지만 소둔온도가 너무 낮으면 충분한 가공성을 확보하기 어렵기 때문에 소둔온도 하한을 650℃로 한정하는 것이 바람직하고, 너무 높으면 제조 비용 상승 및 표면품질 열화가 발생하기 쉽기 때문에 그 상한은 900℃로 한정하는 것이 바람직하다.
이와 같이 소둔된 강판에 Al 도금을 실시함으로써, 내열성 및 열간성형 가공 후 표면이 우수한 강판을 제조할 수 있다.
상기 소둔된 강판은 Al 주성분에 Si: 8~10% 및 불가피하게 석출된 Fe를 함유한 Al-Si 도금욕에서 도금된다. 이 경우 Si은 가열 후 합금층으로 진입하여 Si의 양은 상 조직에 의해 변경될 수 있다.
이하, 자동차용 부재의 제조방법에 대하여 설명하고자 한다.
열간성형 조건은 위와 같이 제조된 Al 도금강판을 800~1000℃ 범위로, 승온 속도는 1~100℃/초로 열처리하고 10~1000초 유지 후, 상기 도금강판을 금형 위에 옮긴 후 열간성형을 행하여 자동차용 부재를 제조한 후 상기 자동차용 부재를 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 것이 바람직하다.
열처리온도 : 800~1000℃
Al 도금강판의 열처리온도가 800℃ 미만인 경우에는 충분한 오스테나이트가 생성되지 않아 열간성형 후 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않으므로 높은 강도를 얻기 힘들다. 반면에, 열처리온도가 1000℃를 초과하는 경우에는 강판의 표면이 산화되고 오스테나이트의 조대화로 인하여 부재의 인성이 저하되고 및 깨끗한 형상을 얻기 어렵다. 따라서, 열처리온도는 800~1000℃ 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
열처리시간 : 10~1000초
열처리시간이 10초 미만인 경우에는 오스테나이트 변태가 충분치 않고, 1000초를 초과하는 경우에는 제조 비용의 상승 및 오스테나이트 조대화가 일어나기 쉽다. 따라서 열처리시간은 10~1000초 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
승온 속도 : 1~100℃/초
승온 속도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 1℃/초 미만인 경우에는 제조 효율이 떨어지고 100℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조설비가 요구된다.
냉각속도 10~500℃/초
냉각속도가 10℃/초 미만인 경우에는 마르텐사이트를 주상으로 하는 조직을 얻기 힘들어 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 냉각속도가 500℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조 설비 투자로 제조 비용이 상승하고, 강도 상승 효과가 포화된다. 따라서, 열간성형시 냉각속도는 10~500℃/초 범위로 한정하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명하고자 한다.
(실시예)
하기 표1은 발명강과 비교강의 성분계 및 관계식1 및 2의 값을 나타낸 것이다. 본 발명자는 하기 표1의 성분의 강슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 1200℃에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시하였다. 이 때, 열간압연은 870℃에서 종료하였으며, 권취온도는 열연재 폭방향 재질편차를 모사하기 위하여 640℃와 520℃로 하여 각각의 항복강도 차이(ΔYS)를 평가하였다.
하기 표2에서 비교강2는 ΔYS가 150MPa을 초과한 경우로 냉간압연성을 저하시키므로 도금을 실시하지 않았다. 열간압연을 한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다.
또한, 탈지처리된 냉연강판을 전처리 후 질소-수소 환원 분위기에서 760℃의 온도로 열처리하였으며, 열처리 후 냉각시킨 강판을 680℃로 유지된 도금욕에 침적 시킨 후 도금하였다. 도금욕의 조성은 Al-9.1%Si 및 기타 불순물로 구성되었으며, 편면당 25~30마이크론 두께의 부착량 확보를 위하여 가스와이핑 처리를 하였다.
하기 표2에서 도금외관은 미도금 및 기타 도금 결함을 포함하지 않는 경우를 ○로 하였으며, 도금 결함이 발생하는 경우 결함명을 명기하였다.
고온가공 열처리 후 재질을 조사하기 위해서 위와 같이 제조된 도금 강판을 900℃로 5분간 가열한 뒤, 가열된 강판을 노에서 꺼내 12초간 공냉한 후 수냉처리 하였다. 그리고 기계적 물성을 평가하기 위하여 JIS Z 2201 5호 인장시험편을 제작하였다. 자동차용 구조부재에서 도장 후 재질을 모사하기 위하여, 위와 같이 제작된 인장시편을 170℃에서 20분간 오일에 끓인 후 인장시험을 행하였다.
하기 표2는 본 발명강과 비교강의 열연재 재질편차, Al도금외관 및 열간성형 모사재의 기계적 성질을 나타내었다.
| 강종 | 화 학 성 분(중량%) | |||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | N | B | Sb | W | Ti | Nb | Cr | Mo | 식(1) | 식(2) | |
| 발명강1 | 0.23 | 0.02 | 1.6 | 0.011 | 0.003 | 0.015 | 0.0121 | 0.0031 | 0.08 | - | - | - | - | - | 6.0 | 0.013 |
| 발명강2 | 0.24 | 0.05 | 1.5 | 0.013 | 0.008 | 0.025 | 0.0136 | 0.0029 | 0.07 | 0.03 | - | - | - | - | 6.7 | 0.035 |
| 발명강3 | 0.23 | 0.03 | 1.4 | 0.015 | 0.005 | 0.020 | 0.0119 | 0.0016 | 0.04 | - | 0.04 | - | - | - | 6.5 | 0.022 |
| 발명강4 | 0.25 | 0.04 | 1.8 | 0.010 | 0.006 | 0.018 | 0.0114 | 0.0030 | 0.06 | - | - | 0.03 | - | - | 7.9 | 0.023 |
| 발명강5 | 0.22 | 0.01 | 1.2 | 0.014 | 0.002 | 0.031 | 0.0142 | 0.0025 | 0.10 | - | - | - | 0.4 | - | 3.8 | 0.009 |
| 발명강6 | 0.23 | 0.02 | 1.7 | 0.013 | 0.001 | 0.041 | 0.0126 | 0.0027 | 0.05 | - | - | - | - | 0.08 | 8.3 | 0.012 |
| 비교강1 | 0.24 | 0.07 | 1.7 | 0.011 | 0.003 | 0.030 | 0.0135 | 0.0025 | - | - | - | - | - | - | - | 0.043 |
| 비교강2 | 0.23 | 0.93 | 1.6 | 0.011 | 0.003 | 0.035 | 0.0112 | 0.0022 | 0.01 | - | - | - | - | - | 91.1 | 0.602 |
| 비교강3 | 0.24 | 0.04 | 1.3 | 0.012 | 0.005 | 0.032 | 0.0042 | 0.0028 | 0.05 | - | - | - | - | - | 9.0 | 0.032 |
| 식 (1): (Si/Mn + 150B) / Sb < 50 식 (2): 114Si/110Mn < 0.1 |
||||||||||||||||
| 강종 | ΔYS(MPa) | 도금외관 | YS(MPa) | TS(MPa) | BH0(MPa) |
| 발명강1 | 38 | ○ | 1156 | 1496 | 144 |
| 발명강2 | 74 | ○ | 1193 | 1529 | 138 |
| 발명강3 | 42 | ○ | 1176 | 1583 | 116 |
| 발명강4 | 71 | ○ | 1227 | 1635 | 129 |
| 발명강5 | 12 | ○ | 1120 | 1503 | 151 |
| 발명강6 | 38 | ○ | 1202 | 1598 | 121 |
| 비교강1 | 90 | 미도금 | 1124 | 1552 | 135 |
| 비교강2 | 217 | 미도금 | 1068 | 1534 | 117 |
| 비교강3 | 69 | ○ | 1147 | 1572 | 52 |
상기 표2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 방법에 의해 강판을 제조하는 경우 비교강에 비해 열연재의 재질편차가 적고, Al도금 표면특성이 우수하고, 열간성형 및 급냉 후 기계적성질이 인장강도 1200MPa이상이면서 도장소부 후 항복강도 상승이 현저한 열간성형 가공용 강판을 제공할 수 있음을 알 수 있었다.
Claims (14)
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하며, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 열간성형 가공용 강판.
- 제1항에 있어서, 상기 강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 열간성형 가공용 강판.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
- 제1항에 있어서, 상기 강판의 미세조직은 마르텐사이트를 주상으로 80%이상 함유하고, 인장강도가 1200MPa 이상인 열간성형 가공용 강판.
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이 하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃로 재가열하는 단계;상기 재가열한 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계로서, 상기 열간압연은 Ar3 온도~1000℃ 범위에서 마무리 압연하는 단계; 및상기 열연강판을 500~750℃에서 귄취하는 단계를 포함하는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
- 제4항에 있어서, 상기 열연강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
- 제4항에 있어서, 상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세하는 단계;상기 산세된 강판에 대하여 압하율 30~80%로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 단계 및 상기 냉연강판을 650~900℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하 는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
- 제6항에 있어서, 상기 강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
- 제6항에 있어서, 상기 연속소둔하는 단계 후, 상기 냉연강판을 Si: 8~10%, 잔부 Al 및 불가피하게 석출된 Fe를 포함한 Al-Si 도금욕에서 도금하는 단계를 포함하는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
- 제8항에 있어서, 상기 강판은 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 열간성형 가공용 강판의 제조방법.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하고, 상기 Si 및 Mn은 114Si/110Mn < 0.1을 만족하는 고강도 자동차용 구조부재.
- 제10항에 있어서, 상기 부재는 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 자동차용 구조부재.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
- 제10항에 있어서, 상기 부재의 미세조직은 마르텐사이트를 주상으로 80%이상 함유하고, 인장강도가 1200MPa 이상인 고강도 자동차용 구조부재.
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.1% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~3.0%, P: 0.1% 이하(0은 제외), S: 0.03% 이하(0은 제외), 가용 Al: 0.1% 이하(0은 제외), N: 0.01~0.10%, B: 0.0005~0.01%, Sb: 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Mn 및 B는 (Si/Mn + 150B) / Sb < 50를 만족하는 Al도금강판을 800~1000℃ 범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고, 상기 온도범위를 10~1000초 유지하는 열처리단계;상기 열처리한 강판을 금형에서 열간성형하는 단계 및 10~500℃/초의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 자동차용 구조부재의 제조방법.
- 제13항에 있어서, 상기 부재는 (A) 및 (B) 그룹 중 선택된 1종 이상의 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 자동차용 구조부재의 제조방법.(A) 중량%로, Ti: 0.001~0.1% 및 Nb: 0.001~0.1%(B) 중량%로, Mo: 0.001~1.0%, Cr: 0.001~1.0% 및 W: 0.001~1.0%
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| KR1020090119767A KR20110062899A (ko) | 2009-12-04 | 2009-12-04 | 냉간압연성 및 도금성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 고강도 자동차용 구조부재 및 그 제조방법 |
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|---|---|---|---|---|
| WO2013069937A1 (ko) * | 2011-11-07 | 2013-05-16 | 주식회사 포스코 | 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법 |
| WO2019088552A1 (ko) * | 2017-11-01 | 2019-05-09 | 주식회사 포스코 | 냉간압연성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 |
| JP2023536487A (ja) * | 2020-11-09 | 2023-08-25 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐水素脆性及び耐衝突性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びそれらの製造方法 |
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2009
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| WO2013069937A1 (ko) * | 2011-11-07 | 2013-05-16 | 주식회사 포스코 | 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법 |
| KR101382981B1 (ko) * | 2011-11-07 | 2014-04-09 | 주식회사 포스코 | 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법 |
| WO2019088552A1 (ko) * | 2017-11-01 | 2019-05-09 | 주식회사 포스코 | 냉간압연성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 |
| JP2023536487A (ja) * | 2020-11-09 | 2023-08-25 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐水素脆性及び耐衝突性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びそれらの製造方法 |
| US12269081B2 (en) | 2020-11-09 | 2025-04-08 | Posco Co., Ltd | Plated steel sheets for hot press forming having excellent hydrogen brittleness resistance and impact resistance, hot press formed parts, and manufacturing methods thereof |
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Legal Events
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Patent event code: PA02012R01D Patent event date: 20091218 Comment text: Request for Examination of Application Patent event code: PA02011R01I Patent event date: 20091204 Comment text: Patent Application |
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Comment text: Notification of reason for refusal Patent event date: 20111013 Patent event code: PE09021S01D |
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| PE0601 | Decision on rejection of patent |
Patent event date: 20120501 Comment text: Decision to Refuse Application Patent event code: PE06012S01D Patent event date: 20111013 Comment text: Notification of reason for refusal Patent event code: PE06011S01I |