[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

KR102469341B1 - 자동차 구조체용 부재 - Google Patents

자동차 구조체용 부재 Download PDF

Info

Publication number
KR102469341B1
KR102469341B1 KR1020220079276A KR20220079276A KR102469341B1 KR 102469341 B1 KR102469341 B1 KR 102469341B1 KR 1020220079276 A KR1020220079276 A KR 1020220079276A KR 20220079276 A KR20220079276 A KR 20220079276A KR 102469341 B1 KR102469341 B1 KR 102469341B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
iron
base steel
steel sheet
precipitate
less
Prior art date
Application number
KR1020220079276A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20220098105A (ko
Inventor
김혜진
정승필
이진호
정현영
황규연
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020220079276A priority Critical patent/KR102469341B1/ko
Publication of KR20220098105A publication Critical patent/KR20220098105A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102469341B1 publication Critical patent/KR102469341B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0052—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/026—Deposition of sublayers, e.g. adhesion layers or pre-applied alloying elements or corrosion protection
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/14—Removing excess of molten coatings; Controlling or regulating the coating thickness
    • C23C2/16—Removing excess of molten coatings; Controlling or regulating the coating thickness using fluids under pressure, e.g. air knives
    • C23C2/18—Removing excess of molten coatings from elongated material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시예는, 베이스 강판 및 상기 베이스 강판의 적어도 일면을 피복하는 도금층을 구비한 자동차 구조체용 부재로, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가지고, 상기 베이스 강판은, 80% 이상의 면적분율을 가지는 마르텐사이트 상; 상기 마르텐사이트 상 내부에 위치하고, 상기 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 미만의 면적분율을 가지는 철계 탄화물; 및 상기 베이스 강판 내부에 분포된 석출물;을 포함하고, 상기 베이스 강판의 철과 상기 석출물의 경계면에는 불일치 전위가 존재하고, 상기 철과 상기 석출물의 격자상수 차이는 상기 철의 격자상수의 25% 미만인 자동차 구조체용 부재를 개시한다.

Description

자동차 구조체용 부재{Member for automobile structure}
본 발명의 실시예들은 자동차 구조체용 부재에 관한 것이다.
세계적으로 환경 규제, 및 연비 규제가 강화되면서 보다 가벼운 차량 소재에 대한 필요성이 증가하고 있다. 이에 따라, 초고강력강과 핫 스탬핑 강에 대한 연구개발이 활발하게 이루어지고 있다. 이 중 핫 스탬핑 공정은 가열/성형/냉각/트림으로 이루어지며 공정 중 소재의 상변태, 및 미세조직의 변화를 이용하게 된다.
최근에는 핫 스탬핑 공정으로 제조된 핫 스탬핑 부재에서 발생하는 지연 파단, 내식성, 및 용접성을 향상시키려는 연구가 활발하게 진행되고 있다. 이와 관련된 기술로는 대한민국 특허공개공보 제10-2018-0095757호(발명의 명칭: 핫 스탬핑 부재의 제조방법) 등이 있다.
제10-2018-0095757호
본 발명의 실시예들은, 잔류 수소에 의한 지연 파단을 방지 내지는 최소화한 자동차 구조체용 부재를 제공한다.
본 발명의 일 실시예는, 베이스 강판 및 상기 베이스 강판의 적어도 일면을 피복하는 도금층을 구비한 자동차 구조체용 부재로, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가지고, 상기 베이스 강판은, 80% 이상의 면적분율을 가지는 마르텐사이트 상; 상기 마르텐사이트 상 내부에 위치하고, 상기 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 미만의 면적분율을 가지는 철계 탄화물; 및 상기 베이스 강판 내부에 분포된 석출물;을 포함하고, 상기 베이스 강판의 철과 상기 석출물의 경계면에는 불일치 전위가 존재하고, 상기 철과 상기 석출물의 격자상수 차이는 상기 철의 격자상수의 25% 미만인 자동차 구조체용 부재를 개시한다.
본 실시예에 있어서, 상기 철계 탄화물은 지름이 0.2㎛ 미만이고, 길이가 10㎛ 미만의 침상형태일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 마르텐사이트 상은 라스(Lath) 상을 포함하고, 상기 철계 탄화물중, 상기 라스 상의 길이 방향과 수평한 철계 탄화물의 면적분율이 상기 라스 상의 길이 방향과 수직한 철계 탄화물의 면적분율보다 클 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 마르텐사이트 상은 라스(Lath) 상을 포함하고, 상기 철계 탄화물중, 상기 라스 상의 길이 방향과 20°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물의 면적분율이 50% 이상일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 마르텐사이트 상은 라스(Lath) 상을 포함하고, 상기 철계 탄화물중, 상기 라스 상의 길이 방향과 70°이상 90°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물의 면적분율은 50% 미만일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 석출물과 상기 철의 계면은 (001)Fe||(001)석출물 및 [100]석출물 ||[110]Fe의 관계를 가질 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 석출물은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함하고, 수소를 포획할 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 탄화물 중 TiC는 6.8㎚ 이상, NbC는 16.9㎚ 이상, VC는 4.1㎚ 이상의 크기를 가질 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 티타늄(Ti), 상기 니오븀(Nb) 및 상기 바나듐(V)은 상기 철에 대한 고용도 내의 범위로 포함될 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 베이스 강판은, 상기 베이스 강판 전체 중량에 대하여 탄소(C) 0.19 wt% 내지 0.38 wt%, 망간(Mn) 0.5 wt% 내지 2.0 wt%, 붕소(B) 0.001 wt% 내지 0.005 wt%, 인(P) 0.03 wt% 이하, 황(S) 0.003 wt% 이하, 실리콘(Si) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 크롬(Cr) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 잔부의 상기 철 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 도금층은 알루미늄(Al)을 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예들에 의하면, 베이스 강판 내에, 베이스 강판의 철과 반응집성 경계면(semi-coherent interface)을 이루는 석출물을 포함함으로써, 베이스 강판 내의 잔류 수소를 감소시켜, 잔류 수소에 의한 자동차 구조체용 부재의 지연 파단를 방지할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 자동차 구조체용 부재의 일부를 개략적으로 도시한 단면도이다.
도 2는 도 1의 A 부분을 개략적으로 도시한 단면도이다.
도 3은 도 2의 베이스 강판의 일부를 도시한 평면도이다.
도 4 내지 도 6은 각각 베이스 강판의 철과 석출물의 계면을 개략적으로 도시한 단면도들이다.
도 7 내지 도 9는 각각 석출물의 고용도를 나타내는 상태도이다.
도 10은 도 1의 자동차 구조체용 부재의 제조 방법의 일 예를 개략적으로 도시한 순서도이다.
도 11은 본 발명의 일 실시예에 따른 자동차 구조체용 부재 내에 포함된 확산성 수소량을 나타낸 그래프이다.
본 발명은 다양한 변환을 가할 수 있고 여러 가지 실시예를 가질 수 있는 바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 상세한 설명에 상세하게 설명하고자 한다. 본 발명의 효과 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 다양한 형태로 구현될 수 있다.
이하의 실시예에서, 제1, 제2 등의 용어는 한정적인 의미가 아니라 하나의 구성 요소를 다른 구성 요소와 구별하는 목적으로 사용되었다.
이하의 실시예에서, 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하의 실시예에서, 포함하다 또는 가지다 등의 용어는 명세서상에 기재된 특징, 또는 구성요소가 존재함을 의미하는 것이고, 하나 이상의 다른 특징들 또는 구성요소가 부가될 가능성을 미리 배제하는 것은 아니다.
이하의 실시예에서, 막, 영역, 구성 요소 등의 부분이 다른 부분 위에 또는 상에 있다고 할 때, 다른 부분의 바로 위에 있는 경우뿐만 아니라, 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 있는 경우도 포함한다.
도면에서는 설명의 편의를 위하여 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다. 예컨대, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.
어떤 실시예가 달리 구현 가능한 경우에 특정한 공정 순서는 설명되는 순서와 다르게 수행될 수도 있다. 예를 들어, 연속하여 설명되는 두 공정이 실질적으로 동시에 수행될 수도 있고, 설명되는 순서와 반대의 순서로 진행될 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세히 설명하기로 하며, 도면을 참조하여 설명할 때 동일하거나 대응하는 구성 요소는 동일한 도면부호를 부여하기로 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 자동차 구조체용 부재의 단면을 개략적으로 도시한 단면도이고, 도 2는 도 1의 A 부분을 개략적으로 도시한 단면도이며, 도 3은 도 2의 베이스 강판의 일부를 도시한 평면도이다.
도 1 내지 도 3을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 자동차 구조체용 부재(100)는 적어도 하나의 굴곡부(C)를 포함하고, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
자동차 구조체용 부재(100)는 베이스 강판(110) 및 베이스 강판(110)의 적어도 일면을 피복하는 도금층(120)을 포함할 수 있다.
베이스 강판(110)은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브를 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 이와 같은 베이스 강판(110)은 핫스템핑 가열온도에서 풀 오스테나이트 조직으로 존재하고, 이후 냉각시 마르텐사이트 조직으로 변태될 수 있다.
베이스 강판(110)의 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈는 10㎛ 내지 45㎛일 수 있다. 따라서, 재결정립의 핵 생성 사이트인 결정립계의 면적이 넓어져 동적 재결정 거동을 촉진할 수 있다. 또한, 베이스 강판(110)은 면적분율로 80% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 미세조직을 가질 수 있는 성분계로 이루어진다. 또한, 베이스 강판(110)은 면적분율로 20% 미만의 베이나이트 상을 포함할 수 있다.
일 예로, 베이스 강판(110)은 탄소(C), 망간(Mn), 붕소(B), 인(P), 황(S), 실리콘(Si), 크롬(Cr) 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 베이스 강판(110)은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 합금원소를 첨가제로서 더 포함할 수 있다. 또한, 베이스 강판(110)은 소정 함량의 칼슘(Ca)을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판(110) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 베이스 강판(110)의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 핫스탬핑 공정 이후, 베이스 강판(110)의 인장강도(예컨대, 1,350MPa 이상의 인장강도)를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.19wt% 내지 0.38wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.19wt% 미만인 경우, 경질상(마르텐사이트 등) 확보가 어려워 베이스 강판(110)의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.38wt%를 초과하는 경우, 베이스 강판(110)의 취성 발생 또는 굽힘 성능 저감 문제가 야기될 수 있다.
망간(Mn)은 베이스 강판(110) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.5wt% 내지 2.0wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.5wt% 미만인 경우, 경화능 효과가 충분하지 못하여, 소입성 미달로 핫스탬핑 후 성형품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 2.0wt%를 초과하는 경우, 망간 편석 또는 펄라이트 밴드에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
붕소(B)는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트 조직을 확보함으로써, 베이스 강판(110)의 소입성 및 강도를 확보하는 목적으로 첨가된다. 또한, 붕소는 결정입계에 편석되어 입계 에너지를 낮추어 소입성을 증가시키고, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다. 이러한 붕소는 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.005wt%로 포함될 수 있다. 붕소가 상기 범위로 포함시 경질상 입계 취성 발생을 방지하며, 고인성과 굽힘성을 확보할 수 있다. 붕소의 함량이 0.001wt% 미만인 경우, 소입성 효과가 부족하고, 이와 반대로, 붕소의 함량이 0.005wt%를 초과하는 경우, 고용도가 낮아 열처리 조건에 따라 결정립계에서 쉽게 석출되어 소입성이 열화되거나 고온 취화의 원인이 될 수 있고, 경질상 입계 취성 발생으로 인성 및 굽힘성이 저하될 수 있다.
인(P)은, 베이스 강판(110)의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.03wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.03wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 제조 공정 중 베이스 강판(110)에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.003wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.003wt%를 초과하면 열간 가공성, 용접성 및 충격특성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판(110) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(110)의 강도를 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화(펄라이트, 망간 편석대 제어) 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 실리콘은 마르텐사이트 강도 불균질 제어 원소로 작용하여 충돌성능을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 실리콘은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.6wt% 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 최종 핫스탬핑 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화 발생할 수 있다. 이와 반대로 실리콘의 함량이 0.6wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하고, 베이스 강판(110)의 도금 특성이 저하될 수 있다.
크롬(Cr)은 베이스 강판(110)의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 석출경화를 통한 결정립 미세화 및 강도 확보를 가능하게 한다. 이러한 크롬은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.1wt% 내지 0.6wt% 포함될 수 있다. 크롬의 함량이 0.1wt% 미만인 경우, 석출 경화 효과가 저조하고, 이와 반대로, 크롬의 함량이 0.6wt%를 초과하는 경우, Cr계 석출물 및 매트릭스 고용량이 증가하여 인성이 저하되고, 원가 상승으로 생산비가 증가할 수 있다.
한편, 기타 불가피한 불순물에는 질소(N) 등이 포함될 수 있다.
질소(N)는 다량 첨가시 고용 질소량이 증가하여 베이스 강판(110)의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨릴 수 있다. 질소는 베이스 강판(110)의 전체 중량에 대하여 0 초과 0.001 중량% 이하 포함될 수 있다. 질소의 함량이 0.001 중량%를 초과하는 경우, 베이스 강판(110)의 충격특성 및 연신율이 저하될 수 있다.
첨가제는 베이스 강판(110) 내에 석출물 형성에 기여하는 탄화물 생성 원소이다. 구체적으로, 첨가제는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.
티타늄(Ti)은 고온에서 TiC 및/또는 TiN 등의 석출물을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여할 수 있다. 이러한 티타늄은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.018wt% 이상 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 베이스 강판(110)의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 베이스 강판(110) 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다.
니오븀(Nb)과 바나듐(V)은 마르텐사이트 패킷 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성을 증가시킬 수 있다. 니오븀 및 바나듐 각각은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.015wt% 이상 포함될 수 있다. 니오븀과 바나듐이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간압연 공정에서 베이스 강판(110)의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬래브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다.
칼슘(Ca)은 게재물 형상 제어를 위해 첨가될 수 있다. 이러한 칼슘은 베이스 강판(110) 전체 중량에 대하여 0.003wt% 이하로 포함될 수 있다.
베이스 강판(110)은 80% 이상의 면적분율을 가지는 마르텐사이트 상과 20% 미만의 면적분율을 가지는 베이나이트 상의 복합조직으로 형성됨으로써, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
마르텐사이트 상은 냉각 중 마르텐사이트 변태의 개시 온도(Ms) 아래에서 오스테나이트γ의 무확산 변태 결과이다. 마르텐사이트는 오스테나이트 각각의 초기 결정립 내에서 일 방향(d)으로 배향된 로드(rod) 형태의 라스 상을 가질 수 있다.
또한, 후술하는 도금 강판의 제조 공정 중 마르텐사이트 상 내부에 철계 탄화물이 생성될 수 있다. 철계 탄화물은 침상형일 수 있으며, 이러한 침상형 철계 탄화물은 지름이 0.2㎛ 미만이고, 길이가 10㎛ 미만일 수 있다. 여기서, 침상형 철계 탄화물의 지름은 철계 탄화물의 단축 길이를 의미하고, 침상형 철계 탄화물의 길이는 철계 탄화물의 장축 길이를 의미할 수 있다.
철계 탄화물의 지름이 0.2㎛ 이상이거나, 길이가 10㎛ 이상이면, 소둔 열처리 과정에서 Ac3 이상의 온도에서도 녹지 않고 잔존하여, 베이스 강판(110)의 굽힘성 및 항복비가 저하될 수 있다. 반면에, 철계 탄화물의 지름이 0.2㎛ 미만이고, 길이가 10㎛ 미만인 경우, 베이스 강판(110)의 강도와 성형성의 밸러스가 개선될 수 있다.
이와 같은 철계 탄화물은, 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 미만의 면적분율을 가질 수 있다. 철계 탄화물의 면적분율이 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 이상인 경우는 베이스 강판(110)의 강도 내지 굽힘성의 확보가 어려울 수 있다.
또한, 철계 탄화물 중, 라스 상의 길이 방향(d)과 수평한 철계 탄화물(C1)의 면적분율은 라스 상의 길이 방향(d)과 수직한 철계 탄화물(C2)의 면적분율보다 크게 형성되어, 베이스 강판(110)의 굽힘성이 향상될 수 있다. 여기서, '수평'하다는 것은 라스상의 길이 방향(d)과 20°이하의 각도를 포함하고, '수직'하다는 것은 라스 상의 길이 방향(d)과 70°이상 90°이하의 각도를 이루는 것을 포함할 수 있다. 구체적으로, 라스 상의 길이 방향(d)과 20°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물(C1)의 면적분율이 50% 이상, 바람직하게는 60% 이상일 수 있으며, 라스상의 길이 방향(d)과 70°이상 90°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물(C2)의 면적분율은 50% 미만, 바람직하게는 40% 미만일 수 있다.
굽힘 변형 시 생성되는 크랙은 전위(dislocation)가 마르텐사이트 상 내에서 이동함에 따라 발생될 수 있다. 이때 주어진 소성 변형 중 국부적인 변형율 속도가 큰 값을 가질수록 마르텐사이트의 소성 변형에 대한 에너지 흡수 정도가 높아서 충돌 성능은 높아지는 것으로 이해될 수 있다.
한편, 라스 상의 길이 방향(d)과 수평한 철계 탄화물(C1)의 면적분율이 라스 상의 길이 방향(d)과 수직한 철계 탄화물(C2)의 면적분율보다 크게 형성되면, 굽힘 변형 시 전위가 라스 내부에서 이동하는 과정에서 국부적인 변형율 속도 차이에 의한 동적 변형 시효(dynamic strain aging, DSA), 즉 압입 동적 변형 시효(Indentation dynamic strain aging)가 나타날 수 있다. 압입 동적 변형 시효는 소성 변형 흡수에너지의 개념으로서, 변형에 대한 저항 성능을 의미하기 때문에 압입 동적 변형 시효 현상이 빈번할수록 변형에 대한 저항 성능이 우수한 것으로 평가될 수 있다.
즉, 본 발명에 따르면, 라스 상의 길이 방향(d)과 20°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물(C1)의 면적분율이 50% 이상으로 형성되고, 라스상의 길이 방향(d)과 70°이상 90°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물의 면적분율은 50% 미만으로 형성됨에 따라, 압입 동적 변형 시효 현상이 빈번하게 발생할 수 있고, 이를 통해 V-벤딩 각도를 50°이상 확보하여 굽힘성 및 충돌 성능을 향상시킬 수 있다.
베이스 강판(110)에서 20% 미만의 면적분율을 가지는 베이나이트 상은 경도 분포가 균일하기 때문에, 강도와 연성 밸런스가 뛰어난 조직이다. 다만, 베이나이트는 마르텐사이트보다 연질이기 때문에, 베이스 강판(110)의 강도 및 굽힘특성의 확보를 위해, 베이나이트는 20% 미만의 면적분율을 가지도록 함이 바람직하다.
한편, 앞서 설명한 침상형의 철계 탄화물은 베이나이트 상의 내부에도 석출될 수 있다. 베이나이트 내부의 철계 탄화물은 베이나이트의 강도를 상승시키고, 베이나이트와 마르텐사이트의 강도 차를 감소시키므로, 베이스 강판(110)의 항복비 및 굽힘성을 높일 수 있다. 이때 상기 철계 탄화물은, 베이나이트 상을 기준으로, 베이나이트 상 내부에 20% 미만으로 존재할 수 있다. 철계 탄화물이 베이나이트 상을 기준으로 20% 이상인 경우는 보이드가 생성되어 굽힘성의 저하를 초래할 수 있다.
도금층(120)은 편면 기준 20~100g/m2의 부착량으로 형성될 수 있다. 일 예로, 도금층(120)은 600~800℃의 용융 알루미늄 및 알루미늄 합금 중 하나 이상을 포함하는 도금욕에, 베이스 강판(110)을 침지한 다음, 평균 1~50℃/s의 냉각 속도로 냉각시 프리코팅층을 형성한 후, 프리코팅층이 형성된 베이스 강판(110)을 핫 스탬핑하는 과정에서 베이스 강판(110)과 프리코팅층 간의 상호확산에 의한 합금화가 되어 형성될 수 있다.
또한, 베이스 강판(110)을 도금욕에 침지 후, 베이스 강판(110)의 표면에 공기 및 가스 중 하나 이상을 분사하여 용융 도금층을 와이핑 하며, 분사 압력을 조절함으로써 프리코팅층의 도금 부착량을 조절할 수 있다.
프리코팅층은, 베이스 강판(110)의 표면에 형성되며 알루미늄(Al)을 80 중량% 이상 포함하는 표면층 및 상기 표면층과 베이스 강판(110) 사이에 형성되며 알루미늄-철(Al-Fe) 및 알루미늄-철-실리콘(Al-Fe-Si) 금속간 화합물을 포함하는 합금화층을 포함할 수 있다. 합금화층은 철(Fe)을 20wt% 내지 70wt% 포함할 수 있다. 일 예로, 표면층은 알루미늄을 80~100 중량% 포함할 수 있고, 평균 두께가 10㎛ 내지 40㎛일 수 있다.
한편, 프리코팅층이 형성된 베이스 강판(110)을 고온에서 프레스 성형하는 핫 스탬핑을 수행하기 위해 프리코팅층이 형성된 베이스 강판(110)을 가열로에서 가열하면, 가열과정에서 베이스 강판(110)과 프리코팅층 간에 상호확산이 발생하며, 프리코팅층이 합금화되어 도금층(120)이 형성될 수 있다.
한편, 도금층(120)을 형성하는 과정에서 가열로로부터 수소가 베이스 강판(110)으로 유입될 수 있고, 베이스 강판(110)으로 유입된 수소에 의해 베이스 강판(110)에 수소지연파괴가 유발될 수 있다. 그러나, 본 발명에 의하면, 첨가제로서 포함된 합금원소 중 적어도 일부가 베이스 강판(110) 내부에 석출물로 존재하며, 이러한 석출물이 베이스 강판(110) 내에 분포되어 있는 수소를 포획함으로써, 내 수소지연파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 석출물은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함할 수 있다.
다만, 본 발명에 따른 자동차 구조체용 부재(100)는 적용되는 위치에 따라 적어도 하나의 굴곡부(C)를 포함할 수 있는데, 굴곡부(C)는 평탄한 영역에 비해 과도하게 성형되는 부분으로서 프레스 성형시 상대적으로 응력이 집중되며, 이렇게 집중된 응력을 구동력으로 하여 부분적인 석출물 거동 변화가 발생할 수 있고, 잔류 응력이 상대적으로 클 수 있다. 이와 같은 경우, 굴곡부(C)가 수소지연파괴의 취약지점이 될 수 있다. 따라서, 자동차 구조체용 부재(100)가 굴곡부를 포함하더라도 수소지연파괴가 발생하는 것을 방지할 수 있도록 석출물의 수소 포획 능력을 향상시킬 필요가 있다. 이를 위해, 석출물이 베이스 강판(110)의 철과 반정합계면을 형성하도록 함으로써, 석출물의 수소 포획 능력을 향상시킬 수 있다.
도 4 내지 도 6은 각각 베이스 강판의 철과 석출물의 계면을 개략적으로 도시한 단면도들이고 도 7 내지 도 9는 각각 석출물의 고용도를 나타내는 상태도이다.
먼저, 도 4는 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 정합계면을 이루는 상태를 도시하고 있고, 도 5는 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 반정합계면을 이루는 상태를 도시하고 있으며, 도 6은 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 부정합계면을 이루는 상태를 도시하고 있다.
도 4와 같이 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 정합계면을 이루기 위해서는 철(Fe)의 격자상수(ε1)와 석출물(S)의 격자상수(ε21)가 일치하여야 하며, 도 6과 같이 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 부정합계면 계면을 이루기 위해서는, 베이스 강판의 철(Fe)의 격자상수(ε1)와 석출물(S)의 격자상수(ε23)의 차이의 절대값이 철(Fe)의 격자상수(ε1)의 25% 이상이어야 한다. 즉, 도 5와 같이 베이스 강판의 철(Fe)의 격자상수(ε1)와 석출물(S)의 격자상수(ε22)의 차이의 절대값이 철(Fe)의 격자상수(ε1)의 25% 미만인 경우, 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 반정합계면 계면을 이룰 수 있다. 일 예로, 즉, 석출물(S)의 격자상수 값은, 철의 격자상수(ε1)보다 작고, 상기 철의 격자상수(ε1)의 0.75배보다 클 수 있다.
한편, 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 반정합계면을 이루면, 철(Fe)과 석출물(S)의 경계에는 불일치 전위(MD)가 존재하게 되며, 이러한 불일치 전위(MD)에 의해 정합계면 및 부정합계면을 이루는 경우보다 수소를 포획할 수 있는 사이트의 개수가 많아지고, 수소와의 결합에너지가 증가한다. 구체적으로, 정합계면, 반정합계면 및 부정합계면에서, 수소와의 결합에너지는 각각 0.813eV, 0.863eV 및 0.284eV로 측정되었다. 따라서, 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 반정합계면을 이루는 경우가, 정합계면 및 부정합계면을 이루는 경우보다 수소를 포획 효과가 향상된다.
한편, 베이스 강판의 철(Fe)과 석출물(S)이 반정합계면을 이루기 위해서는, 석출물(S)은 철(Fe)과 (001)Fe||(001)석출물 및 [100]석출물 ||[110]Fe의 관계(Baker-Nutting (BN) Orientation)를 가지고 계면을 형성할 수 있다. 이때, 석출물의 크기가 증가함에 따라, 철과 석출물의 계면상태는 정합계면에서 반정합계면으로 바뀔 수 있으며, 철과 석출물의 계면이 반정합계면을 이루기 위한 석출물의 최소크기는 아래 수학식 1과 수학식 2에 의해 결정될 수 있다.
Figure 112022067686348-pat00001
Figure 112022067686348-pat00002
상기 수학식 1과 수학식 2에서, p는 불일치 전위(MD)가 형성될 수 있는 최소의 주기성이고, a(s)는 석출물의 BN orientation 격자 상수이며, a(Fe)는 철의 BN orientation 격자상수이다.
하기 표 1은, 수학식 1과 수학식 2에 의해 결정된, 철과의 반정합계면을 형성하기 위한 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 탄화물의 최소 크기를 나타낸다.
BN orientation BN orientation
격자상수 (Å)		 주기성, p (Å)
Fe [110](001) 4.630
TiC [100](001) 4.336 68
NbC [100](001) 4.507 169
VC [100](001) 4.160 41
상기 표 1에서, 석출물 중 TiC는 6.8㎚ 이상, NbC는 16.9㎚ 이상, 그리고 VC는 4.1㎚ 이상의 주기성을 가질 때, 즉 TiC는 6.8㎚ 이상, NbC는 16.9㎚ 이상, 그리고 VC는 4.1㎚ 이상의 크기를 가질 때, Fe과 반정합계면을 이룬다는 것을 알 수 있다. 따라서, TiC는 6.8㎚ 이상, NbC는 16.9㎚ 이상, 그리고 VC는 4.1㎚이상의 크기를 가지고 형성됨에 따라, 철(Fe)과 석출물(S)의 경계에는 불일치 전위(MD)가 존재하고, 수소를 포획하는 능력이 향상될 수 있다. 한편, 석출물이 상기 크기를 가지도록 하기 위해서, 베이스 강판의 제조 공정 조건을 조절함으로써 석출물의 석출 거동을 제어할 수 있다. 예컨대, 공정 조건 중 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위를 조절함으로써, 석출물의 개수, 석출물의 직경 등과 같은 석출 거동을 제어할 수 있다. 이에 대하여서는 후술하기로 한다.
한편, 석출물을 형성하는 합금원소의 함량이 철에 대한 고용도 보다 크면, 석출물이 철에 고용되지 않은 상태로 석출되어, 철과 석출물은 부정합계면을 이루게 된다. 상술한 바와 같이, 철과 석출물이 부정합계면을 이루는 경우는, 철과 석출물이 정합계면 또는 반정합계면을 이루는 경우보다 석출물의 수소와의 결합에너지가 작게 형성되기 때문에, 수소 포획 능력이 저하될 수 있다. 또한, 자동차 구조체용 부재(100)의 굴곡부(C)는 상대적으로 큰 잔류 응력을 가지게 된다. 그 결과, 자동차구조체용 부재(100) 중 굴곡부(C)의 잔류 응력과 함께 포획되지 않은 활성화 수소가 영향을 미쳐 자동차구조체용 부재(10)의 굴곡부(C)에 수소지연파괴가 발생할 가능성이 커진다.
따라서, 첨가제는 철에 대한 고용도 범위 내로 포함될 수 있다. 구체적으로, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 오스테나이트에 고용될 수 있는 범위로 포함될 수 있고, 그 결과 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 탄화물인 석출물은 베이스 강판(110)의 철 내에 고용될 수 있다.
일 예로, 도 7 내지 도 9에 각각 도시된 바와 같이, 베이스 강판(110)의 제조 과정 중 슬래브재가열 온도(1250℃)를 기준으로 베이스 강판(110)의 전체 중량에 대하여 티타늄(Ti)은 0.049wt% 미만, 바나듐(V)은 4.5wt% 미만, 니오븀(Nb)은 0.075wt% 미만으로 포함될 수 있다. 따라서, 1250℃를 기준으로, 티타늄(Ti)은 베이스 강판 전체 중량에 대하여 0.018wt% 이상 0.049wt% 미만 포함될 수 있고, 바나듐(V)은 베이스 강판 전체 중량에 대하여 0.015wt% 이상 4.5wt% 미만 포함될 수 있으며, 니오븀(Nb)은 베이스 강판 전체 중량에 대하여 0.015wt% 이상 0.075wt% 미만으로 포함됨으로써, 이들의 석출물이 베이스 강판의 마르텐사이트 조직 내에 고용된 상태를 가질 수 있다.
한편, 석출물이 철에 고용되면, 베이스 강판(110)의 제조 공정 중 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위를 조절함으로써, 석출물의 크기를 제어하여, 석출물과 철이 반정합 계면(semi-coherent interface)을 이루고, 석출물과 철의 계면에 불일치 전위가 형성되도록 함으로써, 석출물에 의한 수소 포획 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. 일 예로, 즉, 석출물(S)의 격자상수 값은, 철의 격자상수보다 작고, 상기 철의 격자상수의 0.75배보다 클 수 있으며, 굴곡부(도 1의 C)에 존재하는 상기 석출물의 90% 이상이 상기 격자상수 값을 가질 수 있다. 따라서, 자동차 구조체용 부재(100)가 내부 응력이 큰 굴곡부를 포함하더라도 굴곡부에서 수소지연파괴가 발생하는 것을 방지할 수 있다.
도 10은 도 1의 자동차 구조체용 부재의 제조 방법의 일 예를 개략적으로 도시한 순서도이다.
도 10에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 자동차 구조체용 부재 제조 방법은, 재가열 단계(S100), 열간압연 단계(S200), 냉각/권취 단계(S300), 냉간압연 단계(S400), 소둔 열처리 단계(S500) 및 도금 단계(S600)를 포함할 수 있다. 한편, 도 10에서는 S100 내지 S600 단계가 독립적인 단계로 도시되어 있으나, S100 내지 S600 단계 중 일부는 하나의 공정에서 수행될 수 있으며, 필요에 따라 일부가 생략되는 것도 가능하다.
먼저, 베이스 강판을 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬래브를 준비한다. 슬래브는 상기 베이스 강판 전체 중량에 대하여 탄소(C) 0.19 wt% 내지 0.38 wt%, 망간(Mn) 0.5 wt% 내지 2.0 wt%, 붕소(B) 0.001 wt% 내지 0.005 wt%, 인(P) 0.03 wt% 이하, 황(S) 0.003 wt% 이하, 실리콘(Si) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 크롬(Cr) 0.1 wt% 내지 0.6 wt% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 슬래브는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다.
재가열 단계(S100)는 열간압연을 위해 상기 슬래브를 재가열하는 단계이다. 재가열 단계(S100)에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 슬래브를 소정의 온도 범위에서 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다.
슬래브재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT)는 오스테나이트미세화 및 석출경화 효과 극대화를 위하여 사전 설정된 온도 범위 내로 제어될 수 있다. 이때, 슬래브재가열 온도(SRT) 범위는 슬래브재가열 시 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)가 전고용되는 온도 범위(약 1,000℃ 이상)에 포함될 수 있다. 슬래브재가열 온도(SRT)가 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)의 전고용 온도 범위에 미달하는 경우 열간압연 시 미세조직 제어에 필요한 구동력이 충분히 반영되지 않아 요구되는 석출량 제어를 통한 우수한 기계적 물성 확보 효과를 얻을 수 없다.
일 실시예로, 슬래브재가열 온도(SRT)는 1,200℃내지 1,300℃로 제어될 수 있다. 슬래브재가열 온도(SRT)가 1,200℃미만인 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵고, 티타늄(Ti)의 고용 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 반면에, 슬래브재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1,300℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간압연 단계(S200)는 S100 단계에서 재가열된 슬래브를 소정의 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT) 범위에서 열간 압연하여 강판을 제조하는 단계이다. 일 실시예로, 마무리 압연 온도(FDT) 범위는 840℃내지 920℃로 제어될 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)가 840℃미만인 경우, 이상 영역 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간 압연중 통판성의 문제가 발생할 수 있다. 이와 반대로, 마무리 압연 온도(FDT)가 920℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화된다. 또한, TiC 석출물이 조대화되어 최종 부재 성능이 저하될 위험이 있다.
냉각/권취 단계(S300)는 S200 단계에서 열간압연된 강판을 소정의 권취 온도(Coiling Temperature: CT) 범위에서 냉각시키며 권취하고, 강판 내에 석출물을 형성하는 단계이다. 즉, S300 단계에서는 슬래브가 포함하는 첨가제(Ti, Nb 및/또는 V)의 탄화물을 형성함으로써, 석출물들이 형성된다. 일 실시예로, 권취 온도(CT)는 700℃내지 780℃일 수 있다. 권취 온도(CT)는 탄소(C)의 재분배에 영향을 미친다. 이러한 권취 온도(CT)가 700℃ 미만일 경우에는 과냉으로 인한 저온상분율이 높아져 강도 증가 및 냉간압연 시 압연부하가 심화될 우려가 있으며, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 780℃를 초과할 경우에는 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
한편, 권취 온도(CT) 범위를 제어함으로써, 석출물의 석출 거동을 제어할 수 있다. 구체적으로, 첨가제가 철에 대한 고용도 범위 내로 포함될 때, 권취 온도(CT) 범위를 제어함으로써, 석출물의 크기를 제어하여 석출물과 철의 계면이 반정합계면을 이루도록 할 수 있다.
냉간압연 단계(S400)는 S300 단계에서 권취된 강판을 언코일링(uncoiling)하여 산세 처리한 후, 냉간압연하는 단계이다. 이때, 산세는 권취된 강판, 즉 상기의 열연과정을 통하여 제조된 열연 코일의 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시하게 된다. 한편, 일 실시예로, 냉간압연 시 압하율은 30% 내지 70%로 제어될 수 있으나 이에 제한되는 것은 아니다.
소둔 열처리 단계(S500)는 S400 단계에서 냉간압연된 강판을 700℃ 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 구체예에서 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다. 일 예로, 가열된 냉연 판재는 약 300℃까지는 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 약 100℃까지는 자동템퍼링을 실시하여 철계 탄화물의 크기, 면적분율 및 방향성을 제어할 수 있다.
도금 단계(S600)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 일 실시예로, 도금 단계(S600)에서, S500단계에서 소둔 열처리된 강판 상에 Al-Si 도금층을 형성할 수 있다.
구체적으로, 도금단계(S600)는 강판을 650℃내지 700℃의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 강판의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계 및 상기 용융도금층이 형성된 강판을 냉각시켜 도금층을 형성하는 냉각 단계를 포함할 수 있다. 이때, 도금욕은 첨가 원소로서 Si, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi 등이 포함될 수 있으나 이에 한정되는 것은 아니다.
이와 같이 S100 내지 S600 단계를 거쳐 제조한 강판에 대하여 핫스탬핑 공정을 수행함으로써, 요구되는 강도 및 굽힘성을 만족하는 자동차 구조체용 부재를 제조할 수 있다. 일 실시예로, 전술한 함량 조건 및 공정 조건을 만족하도록 제조한 자동차 구조체용 부재는, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
이하에서는, 실시예 및 비교예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 그러나, 하기의 실시예 및 비교예는 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 범위가 하기의 실시예 및 비교예에 의하여 한정되는 것은 아니다. 하기의 실시예 및 비교예는 본 발명의 범위 내에서 당업자에 의해 적절히 수정, 변경될 수 있다.
도 11은 자동차구조체용 부재 내에 포함된 확산성 수소량을 나타낸 그래프이다. 구체적으로 도 11의 (C)는 하기 표 2와 같은 조성을 갖는 슬래브에 대하여 전술한 S100 내지 S600 단계를 수행하여 제조한 도금강판을 핫스탬핑하여 제조한 시편의 확산성 수소량을 측정한 결과(비교예 1)이고, 도 11의 (E1), (E2) 및 (E3)는 표 2의 조성에 각각 니오븀(Nb) 0.07 wt%, 티타늄(Ti) 0.045 wt% 및 바나듐(V) 4.0 wt%을 더 포함한 조성을 가지는 슬래브에 대하여 비교예1과 동일한 제조 방법으로 제조된 시편의 확산성 수소량을 측정한 결과들(실시예 1, 실시예 2, 실시예 3)이다.
성분(wt%)
C Mn B P S Si Cr
0.25 1.6 0.003 0.015 0.002 0.3 0.3
도 11은 가열 탈가스 분석(Thermal desorption spectroscopy) 결과를 도시하고 있다. 가열 탈가스 분석 방법은 시편을 사전 설정된 가열 속도로 가열하여 승온 시키면서, 특정 온도 이하에서 시편으로부터 방출되는 수소량을 측정하는 것으로, 시편으로부터 방출되는 수소는 시편 내에 유입된 수소 중 포획되지 못하고 수소지연파괴에 영향을 주는 활성화 수소로 이해될 수 있다. 즉, 가열 탈가스 분석 결과 측정된 수소의 량이 많으면 포획되지 않은 수소지연파괴를 일으킬 수 있는 활성화 수소가 많이 포함된 것을 의미한다.
도 11에서는 시편들 각각에 대하여 20℃/min의 가열 속도로 상온에서 800℃까지 승온시키면서 각 시편으로부터 방출되는 수소량을 측정한 값이다. 도 11에서 비교예 1(C)은 측정된 활성화 수소가 0.95wppm, 실시예 1(E1)은 측정된 활성화 수소가 0.61wppm, 실시예 2(E2)는 측정된 활성화 수소가 0.55wppm 그리고 실시예 3(E3)은 측정된 활성화 수소가 0.51wppm 로써, 비교예 1(C)에 비하여 실시예 1(E1), 실시예 2(E2) 및 실시예 3(E3)의 경우가 측정된 수소의 량이 감소한 것을 알 수 있다. 이는 비교예 1(C)에 비하여 실시예 1(E1)은 니오븀(Nb)을 포함하고, 실시예 2(E2)는 티타늄(Ti)을 포함하며, 실시예 3(E3)은 바나듐(V)을 더 포함한 결과, 이들의 추가된 합금원소가 탄화물을 형성함으로써 수소를 포획한 결과이다.
하기 표 3은 실시예 1 내지 실시예 3과 비교예 2 내지 비교예 4의 석출물의 크기에 따른 시편들의 측정된 활성화 수소량 및 4점 굴곡 시험 결과이다. 여기서 석출물의 크기는 단위 면적(100㎛2) 에 존재하는 석출물들의 평균 크기를 의미하며, 활성 수소량은 도 10에서와 같은 방법으로 측정하였다.
또한, 4점 굴곡 시험(4 point bending test)은, 시편을 부식 환경에 노출시킨 상태를 재현하여 제조한 시편을 특정 지점에 탄성 한계 이하 수준의 응력을 가하며 응력부식균열의 발생 여부를 확인하는 시험 방법이다. 이때, 응력부식균열은 부식과 지속적인 인장응력이 동시에 작용할 때 발생하는 균열을 의미한다. 구체적으로, 표 3의 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 결과는, 시편들 각각에 대하여 공기 중에서 1,000MPa의 응력을 100시간 동안 인가하여 파단 발생 여부를 확인한 결과이다.
실시예 1 내지 실시예 3은 상기 표 1에서의 실시예 1 내지 실시예 3과 동일하며, 비교예 2 내지 비교예 4는 각각 실시예 1 내지 비교예 3과 동일한 조성을 가지는 슬래브로 제조된 시편이나 권취 온도(CT)만을 변수로 차별 적용하여 제조된 시편들이다. 구체적으로, 실시예 1 내지 실시예 3은 700℃의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 도금강판을 핫스탬핑하여 제조된 시편이고, 비교예 2 내지 비교예 4는 600℃의 권취 온도(CT)를 적용하여 제조한 도금강판을 핫스탬핑하여 제조된 시편이다.
석출물의 크기
(㎚)		 활성화 수소량
(wppm)		 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 결과
실시예 1 16.9(NbC) 0.61 비파단
실시예 2 6.8(TiC) 0.55 비파단
실시예 3 4.1(VC) 0.51 비파단
비교예 2 15(NbC) 0.78 파단
비교예 3 5.5(TiC) 0.75 파단
비교예 4 3.2(VC) 0.76 파단
상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 비교예 2 내지 비교예 4의 경우는 각각 실시예 1 내지 실시예 3의 경우보다 측정된 활성화 수소량이 많은 것을 알 수 있다. 이는 첨가제가 철에 대하여 고용도 내에 포함되더라도, 석출물의 크기가 철과의 계면에서 반정합계면(semi-coherent interface)을 이룰 정도로 크지 않기에, 석출물과 철의 계면에 불일치 전위가 충분히 형성되지 못한 것으로 이해될 수 있다. 그 결과 수소를 포획하는 석출물이 형성되더라도, 수소 포획 능력이 충분하지 못하여 4점 굴곡 시험 결과 파단 되었음을 알 수 있다. 즉 활성화 수소량이 상대적으로 더 낮은 실시예 1 내지 실시예 3은 파단 되지 않은바, 수소지연파괴 특성이 향상된 것으로 이해될 수 있다.
하기 표 4는 실시예 1 내지 실시예 3과 비교예 5 내지 비교예 10의 합금원소의 함량에 따른 시편들의 측정된 활성화 수소량 및 4점 굴곡 시험 결과이다. 실시예 1 내지 실시예 3과 비교예 5 내지 비교예 10은 모두 동일한 제조 방법에 의해 제조된 도금강판을 핫스탬핑하여 제조한 시편들이다. 표 4에서 활성 수소량은 도 11에서와 같은 방법으로 측정하였고, 4점 굴곡 시험(4 point bending test)은, 표 3에서와 동일한 방법으로 시행하였다.
합금원소의
함량(wt%)		 활성화 수소량
(wppm)		 4점 굴곡 시험(4 point bending test) 결과
실시예 1 0.07 (Nb) 0.61 비파단
실시예 2 0.045 (Ti) 0.55 비파단
실시예 3 4.0 (V) 0.51 비파단
비교예 5 0.15 (Nb) 0.91 파단
비교예 6 0.1 (Ti) 0.89 파단
비교예 7 6.0 (V) 0.93 파단
비교예 8 0.02 (Nb) 0.73 파단
비교예 9 0.01 (Ti) 0.70 파단
비교예 10 0.02 (V) 0.71 파단
비교예 5 내지 비교예 7은 첨가제의 함량이 철에 대한 고용도를 초과하여 포함된 경우로서, 실시예 1 내지 실시예 3에 비해 각각 측정된 활성화 수소량이 크며, 4점 굴곡 시험 결과 파단되었다. 이는 첨가제가 슬래브재가열 시 전고용되지 않고, 석출물이 조대화되어 석출물과 철이 부정합 계면을 이룬 결과, 석출물의 수소 포획능력이 감소되었기 때문이다. 한편, 비교예 8 내지 비교예 10의 경우는, 첨가량의 함량이 낮은 결과 수소를 포획할 수 있는 석출물이 충분히 형성되지 못하여, 취성 파단이 발생한 경우이다.
이에 반해, 실시예 1 내지 실시예 3은 합금원소가 철에 대하여 고용도 범위 내로 포함되어, 석출물과 철의 계면에서 반정합계면(semi-coherent interface)이 형성됨으로써, 4점 굴곡 시험 결과 비파단된 결과를 나타내는바, 수소지연파괴 특성이 향상된 것으로 이해될 수 있다.
하기 표 5는 실시예 1 내지 실시예 3 및 비교예 11 내지 비교예 13의 V-벤딩 각도를 측정한 결과이다. ‘V-벤딩'은 굽힘 성능에서 나타나는 변형 중 최대 하중 구간들에서의 굽힘 변형 물성을 평가하는 파라미터이다. 즉, 시편의 하중-변위 평가에 따른 거시적, 미시적 크기에서의 굽힘 시 인장 변형 영역을 살펴보면, 국부적인 인장영역에서 미세 크랙이 발생, 전파되면 V-벤딩 각도라 불리는 굽힘 성능이 평가될 수 있다.
하기 표 5에서 비교예 11 내지 비교예 13은 각각 실시예 1 내지 실시예 3과 동일한 방법으로 제작된 시편이나, 단지 소둔 열처리 단계에서 300℃에서 100℃까지 오토 템퍼링을 실시하지 않은 경우이다. 하기 시편들의 경우, 시편의 표면으로부터 시편 두께의 1/4 지점에서의 미세조직을 관찰하여 마르텐사이트 내의 침상형 탄화물들의 평균크기, 면적분율 및 라스 상의 길이 방향과의 각도가 20° 이하인 침상형 탄화물의 면적분율을 측정하였다.
탄화물
평균지름
(㎛)		 탄화물
평균길이
(㎛)		 탄화물
면적분율
(%)		 라스 상의 길이 방향과의 각도가 20° 이하인 침상형 탄화물의 면적분율(%) V-벤딩
(°)
실시예 1 0.17 7.3 4.5 57 50
실시예 2 0.15 8.2 4.6 62 51
실시예 3 0.12 8.5 4.8 59 53
비교예 5 0.17 5.0 5.2 45 44
비교예 6 0.14 4.4 4.9 44 42
비교예 7 0.13 5.3 5.3 48 44
상기 표 5에서 알 수 있는 바와 같이, 도금 강판의 제조 과정에서 300℃에서 100℃까지 오토 템퍼링을 실시한 실시예 1 내지 실시예 3의 경우는, 마르텐사이트 내의 침상형 철계 탄화물이 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 미만의 면적분율을 가지고, 지름 0.2㎛ 미만, 길이가 10㎛ 미만의 크기를 가지며, 라스 상의 길이 방향과의 각도가 20° 이하인 침상형 탄화물의 면적분율이 50% 이상으로 형성됨으로써, V-벤딩 각도를 50°이상 확보할 수 있음을 알 수 있는바, 인장강도 및 굽힘성이 향상되었음을 확인할 수 있다. 이에 반해, 비교예 5 내지 비교예 7은 철계 탄화물의 크기가 상대적으로 작게 형성되지만, 라스 상의 길이방향과 수직한 방향의 철계 탄화물이 더 많이 형성되어, 도금 강판의 굽힘성이 실시예 1 내지 실시예 3에 비해 저하됨을 알 수 있다. 즉, 라스 상의 길이 방향과의 각도가 20° 이하인 침상형 탄화물의 면적분율이 50% 이상 형성됨으로써, 인장강도 및 굽힘성이 향상되었음을 확인할 수 있다.
이와 같이 본 발명은 도면에 도시된 일 실시예를 참고로 하여 설명하였으나 이는 예시적인 것에 불과하며 당해 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 실시예의 변형이 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (14)

  1. 베이스 강판 및 상기 베이스 강판의 적어도 일면을 피복하는 도금층을 구비한 자동차 구조체용 부재로, 1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 가지고,
    상기 베이스 강판 전체 중량에 대하여 탄소(C) 0.19 wt% 내지 0.38 wt%, 망간(Mn) 0.5 wt% 내지 2.0 wt%, 붕소(B) 0.001 wt% 내지 0.005 wt%, 인(P) 0.03 wt% 이하, 황(S) 0.003 wt% 이하, 실리콘(Si) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 크롬(Cr) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 잔부의 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 상기 베이스 강판은,
    80% 이상의 면적분율을 가지는 마르텐사이트 상;
    침상형태로서 상기 마르텐사이트 상 내부에 위치하는 철계 탄화물; 및
    상기 베이스 강판 내부에 분포되며, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는 석출물;을 포함하고,
    상기 베이스 강판의 철과 상기 석출물의 경계면에는 불일치 전위가 존재하고, 상기 철과 상기 석출물의 격자상수 차이는 상기 철의 격자상수의 25% 미만인, 자동차 구조체용 부재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 철계 탄화물은 지름이 0.2㎛ 미만이고, 길이가 10㎛ 미만의 침상형태인, 자동차 구조체용 부재.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 라스(Lath)상을 포함하고,
    상기 철계 탄화물중, 상기 라스상의 길이방향과 수평한 철계 탄화물의 면적분율이 상기 라스상의 길이방향과 수직한 철계 탄화물의 면적분율보다 큰, 자동차 구조체용 부재.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 라스(Lath)상을 포함하고,
    상기 철계 탄화물중, 상기 라스상의 길이방향과 20°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물의 면적분율이 50% 이상인, 자동차 구조체용 부재.
  5. 제2항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 라스(Lath)상을 포함하고,
    상기 철계 탄화물중, 상기 라스상의 길이방향과 70°이상 90°이하의 각도를 이루는 철계 탄화물의 면적분율은 50% 미만인, 자동차 구조체용 부재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 석출물과 상기 철의 계면은 (001)Fe||(001)석출물 및 [100]석출물 ||[110]Fe의 관계를 가지는, 자동차 구조체용 부재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 상을 기준으로 5% 미만의 면적분율을 갖는, 자동차 구조체용 부재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 탄화물 중 TiC는 6.8㎚ 이상, NbC는 16.9㎚ 이상, VC는 4.1㎚ 이상의 크기를 가지는, 자동차 구조체용 부재.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 티타늄(Ti), 상기 니오븀(Nb) 및 상기 바나듐(V)은 상기 철에 대한 고용도 내의 범위로 포함되는, 자동차 구조체용 부재.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 베이스 강판의 초기 오스테나이트 결정립의 평균 사이즈는 10㎛ 내지 45㎛인, 자동차 구조체용 부재.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 도금층은 알루미늄(Al)을 포함하는, 자동차 구조체용 부재.
  12. 베이스 강판 및 상기 베이스 강판의 적어도 일면을 피복하는 도금층을 구비한 자동차 구조체용 부재로,
    중량비로 탄소(C) 0.19 wt% 내지 0.38 wt%, 망간(Mn) 0.5 wt% 내지 2.0 wt%, 붕소(B) 0.001 wt% 내지 0.005 wt%, 인(P) 0.03 wt% 이하, 황(S) 0.003 wt% 이하, 실리콘(Si) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 크롬(Cr) 0.1 wt% 내지 0.6 wt%, 잔부의 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 상기 베이스 강판은,
    80% 이상의 면적분율을 가지는 마르텐사이트 상;
    20% 이상의 면적분율을 가지는 베이나이트 상;
    침상형태로서 상기 마르텐사이트 상 내부에 위치하는 철계 탄화물; 및
    상기 베이스 강판 내부에 분포되며, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나의 탄화물을 포함하고, 수소를 트랩하는 석출물;을 포함하고,
    상기 석출물과 상기 철의 계면은 (001)Fe||(001)석출물 및 [100]석출물 ||[110]Fe의 관계를 가지는, 자동차 구조체용 부재.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 베이스 강판의 철과 상기 석출물의 경계면에는 불일치 전위가 존재하고, 상기 철과 상기 석출물의 격자상수 차이는 상기 철의 격자상수의 25% 미만인, 자동차 구조체용 부재.
  14. 제12항에 있어서,
    1350MPa 이상의 인장강도와 900MPa 이상의 항복강도를 갖는, 자동차 구조체용 부재.
KR1020220079276A 2020-12-23 2022-06-28 자동차 구조체용 부재 KR102469341B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020220079276A KR102469341B1 (ko) 2020-12-23 2022-06-28 자동차 구조체용 부재

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200182433A KR102416967B1 (ko) 2020-12-23 2020-12-23 자동차 구조체용 부재
KR1020220079276A KR102469341B1 (ko) 2020-12-23 2022-06-28 자동차 구조체용 부재

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200182433A Division KR102416967B1 (ko) 2020-12-23 2020-12-23 자동차 구조체용 부재

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20220098105A KR20220098105A (ko) 2022-07-11
KR102469341B1 true KR102469341B1 (ko) 2022-11-22

Family

ID=82158160

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200182433A KR102416967B1 (ko) 2020-12-23 2020-12-23 자동차 구조체용 부재
KR1020220079276A KR102469341B1 (ko) 2020-12-23 2022-06-28 자동차 구조체용 부재

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200182433A KR102416967B1 (ko) 2020-12-23 2020-12-23 자동차 구조체용 부재

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230128371A1 (ko)
EP (1) EP4269629A1 (ko)
JP (1) JP2023535869A (ko)
KR (2) KR102416967B1 (ko)
CN (1) CN116635559A (ko)
WO (1) WO2022139369A1 (ko)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6132017B2 (ja) 2013-05-14 2017-05-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP6680421B1 (ja) 2018-08-31 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4575799B2 (ja) * 2005-02-02 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
KR101639919B1 (ko) * 2014-12-24 2016-07-15 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
MX2017012194A (es) * 2015-03-25 2017-12-15 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio y metodo de fabricacion para la misma.
KR102017103B1 (ko) 2017-02-17 2019-09-03 주식회사 엠에스 오토텍 핫스탬핑 부품의 제조방법
KR20180130118A (ko) * 2017-05-29 2018-12-07 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
KR102222614B1 (ko) * 2018-11-27 2021-03-05 주식회사 포스코 수소취성 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6132017B2 (ja) 2013-05-14 2017-05-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP6680421B1 (ja) 2018-08-31 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2022139369A1 (ko) 2022-06-30
KR20220091168A (ko) 2022-06-30
US20230128371A1 (en) 2023-04-27
EP4269629A1 (en) 2023-11-01
CN116635559A (zh) 2023-08-22
KR20220098105A (ko) 2022-07-11
KR102416967B1 (ko) 2022-07-05
JP2023535869A (ja) 2023-08-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7087078B2 (ja) 衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20100101697A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20210402740A1 (en) Steel sheet for hot press and manufacturing method thereof
KR20220029332A (ko) 핫스탬핑용 소재 및 그 제조방법
KR20190075589A (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7576704B2 (ja) 曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP7502466B2 (ja) 点溶接性及び成形性に優れた超高張力冷延鋼板、超高張力メッキ鋼板及びその製造方法
KR102440772B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
US10941468B2 (en) High tensile strength steel having excellent bendability and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
KR102469341B1 (ko) 자동차 구조체용 부재
KR101726139B1 (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
KR102497567B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
JP5034296B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
KR102416966B1 (ko) 자동차 구조체용 부재
EP3960894A1 (en) Material for hot stamping and method for manufacturing the same
KR102416968B1 (ko) 자동차 구조체용 부재
KR20210080664A (ko) 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법
KR102510214B1 (ko) 액체금속취성을 방지하는 철-니켈 합금층을 포함한 핫스탬핑 용융아연도금 강재, 핫스탬핑 부품 및 그 제조방법
KR102412625B1 (ko) 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
KR102468043B1 (ko) 표면품질 및 크랙 저항성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 이의 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20240106696A (ko) 내부식성 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20240074954A (ko) 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조 방법
KR20230088118A (ko) 핫스탬핑용 소재
JP2024542211A (ja) 冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A107 Divisional application of patent
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant