KR20220013393A - Steel strips, sheets or blanks for producing hot-stamped parts, hot-stamped parts, and methods of hot-stamping blanks into parts - Google Patents

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타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
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Abstract

본 발명은 중량% 단위로 다음의 조성을 갖는 부품을 열간-스탬핑에 의해 제조하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크에 관한 것이다: C: < 0.20, Mn: 0.65 - 3.0, W: 0.10 - 0.60, 및 선택사항으로 다음으로부터 선택된 하나 이상의 요소: Si: < 0.10, Mo: ≤ 0.10, Al: ≤ 0.10, Cr: ≤ 0.10, Cu: ≤ 0.10, N: ≤ 0.010, P: ≤ 0.030, S: ≤ 0.025, O: ≤ 0.01, Ti: ≤ 0.02, V: ≤ 0.15, Nb: ≤ 0.01, B: ≤ 0.0005, 나머지는 철과 불가피한 불순물.The present invention relates to a steel strip, sheet or blank for producing by hot-stamping a part having the following composition in weight percent: C: < 0.20, Mn: 0.65 - 3.0, W: 0.10 - 0.60, and optional One or more elements selected from: Si: < 0.10, Mo: ≤ 0.10, Al: ≤ 0.10, Cr: ≤ 0.10, Cu: ≤ 0.10, N: ≤ 0.010, P: ≤ 0.030, S: ≤ 0.025, O : ≤ 0.01, Ti: ≤ 0.02, V: ≤ 0.15, Nb: ≤ 0.01, B: ≤ 0.0005, the remainder being iron and unavoidable impurities.

Description

열간-스탬프 부품을 생산하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크, 열간-스탬프 부품, 및 블랭크를 부품으로 열간-스탬핑하는 방법Steel strips, sheets or blanks for producing hot-stamped parts, hot-stamped parts, and methods of hot-stamping blanks into parts

본 발명은 열간-스탬프(hot-stamped) 부품을 생산하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크; 열간-스탬프 부품; 및 열간-스탬프 부품을 생산하는 방법에 관한 것이다. The present invention relates to a steel strip, sheet or blank for producing hot-stamped parts; hot-stamped parts; and to a method of producing a hot-stamped part.

연료 소비를 줄이기 위해 자동차 부품의 경량화를 가능하게 하는 동시에 승객에게 향상된 안전성을 제공하는 강철 합금에 대한 요구가 증가하고 있다.There is an increasing demand for steel alloys that provide improved safety for passengers while enabling the lighter weight of automotive parts to reduce fuel consumption.

향상된 인장 강도, 충격 에너지 흡수, 작업성, 연성(ductility) 및 인성(toughness)과 같은 개선된 기계적 특성 측면에서 자동차 산업의 요구 사항을 충족시키기 위해, 이러한 요구 사항을 충족하는 강철 부품을 제조하기 위해 냉간-스탬핑 및 열간-스탬핑 공정이 개발되었다.To meet the requirements of the automotive industry in terms of improved mechanical properties such as improved tensile strength, impact energy absorption, workability, ductility and toughness, to manufacture steel parts that meet these requirements Cold-stamping and hot-stamping processes have been developed.

냉간-스탬핑 공정에서, 강철은 거의 실온에서 제품으로 성형된다. 이러한 방식으로 생산된 철강 제품은 예를 들어 페라이트-마르텐사이트 미세구조를 갖는 이중상(DP: dual phase) 강철이다. 이러한 DP 강은 높은 극한 인장 강도를 나타내지만 굽힘성 및 항복 강도가 낮아서 사용 중 충격 성능을 감소시키기 때문에 바람직하지 않다.In the cold-stamping process, steel is formed into products at near room temperature. Steel products produced in this way are, for example, dual phase (DP) steels with a ferritic-martensitic microstructure. These DP steels exhibit high ultimate tensile strength, but are undesirable because they have low bendability and yield strength, which reduces impact performance during use.

열간-스탬핑 공정에서, 강철은 재결정 온도 이상으로 가열되고, 일반적으로 마르텐사이트 변태에 의해 원하는 재료 특성을 얻기 위해 담금질된다. 열간-스탬핑 기술의 기본 및 이에 사용되는 강철 조성은 이미 GB1490535에 설명되어 있다.In the hot-stamping process, steel is heated above its recrystallization temperature and quenched to obtain the desired material properties, usually by martensitic transformation. The basics of hot-stamping technology and the steel composition used for it are already described in GB1490535.

일반적으로 열간-스탬핑에 사용되는 강철은 22MnB5 강철이다. 이 붕소 강은 일반적으로 870℃와 940℃ 사이에서 오스테나이트화 용광로에서 재가열되고, 용광로에서 열간-스탬핑 프레스로 옮겨지고, 원하는 부품 기하구조로 스탬핑되는 동시에, 그 부품이 냉각될 수 있다. 이 방식으로 생산된 이러한 붕소 강 부품은, 프레스-담금질에 의해 달성된 완전 마르텐사이트 미세구조로 인해 침입 방지 내충격성을 위한 높은 극한 인장 강도를 나타내지만, 동시에 낮은 굽힘성과 연성을 나타내고 이는 결과적으로 제한된 인성 및 굽힘 파괴 내성과 낮은 충격 에너지 흡수 내충격성을 초래한다.The steel commonly used for hot-stamping is 22MnB5 steel. This boron steel is reheated in an austenitizing furnace, typically between 870° C. and 940° C., transferred from the furnace to a hot-stamping press, and stamped to the desired part geometry while the part can be cooled. These boron steel parts produced in this way exhibit high ultimate tensile strength for anti-intrusion impact resistance due to the full martensitic microstructure achieved by press-quenching, but at the same time exhibit low bendability and ductility, which in turn are limited It results in toughness and bending fracture resistance and low impact energy absorption impact resistance.

파괴 인성 측정은 강철의 충격 에너지 흡수를 나타내는 유용한 도구이다. 파괴 인성 파라미터가 높으면, 일반적으로 양호한 충격 거동이 얻어진다.Fracture toughness measurement is a useful tool for indicating the impact energy absorption of steel. If the fracture toughness parameter is high, generally good impact behavior is obtained.

전술한 관점에서 볼 때, 우수한 극한 인장 강도와 함께, 우수한 연성, 항복 강도 및 굽힘성, 그리고 결과적으로 우수한 충격 에너지 흡수를 보여주는 강철 부품에 대한 필요성이 있음이 명백할 것이다.In view of the foregoing, it will be apparent that there is a need for a steel component that exhibits good ductility, yield strength and bendability, and consequently good shock energy absorption, along with good ultimate tensile strength.

따라서, 본 발명의 목적은 우수한 극한 인장 강도, 항복 강도, 굽힘성 및 연성의 조합을 갖고 그에 의해 기존의 냉간-스탬핑 및 열간-스탬프 강철과 비교할 때 우수한 충격 에너지 흡수를 제공하는 부품으로 열간-스탬핑 처리될 수 있는 강철 스트립, 시트 또는 블랭크를 제공하는 것이다.Accordingly, it is an object of the present invention to hot-stamp hot-stamping into parts that have a good combination of ultimate tensile strength, yield strength, bendability and ductility, thereby providing superior impact energy absorption when compared to conventional cold-stamping and hot-stamping steels. To provide a steel strip, sheet or blank that can be processed.

본 발명의 또 다른 주제는 이러한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크로부터 생산되는 열간-스탬프 부품, 및 차량의 구조적 부품으로서 이러한 열간-스탬프 부품의 사용을 제공하는 것이다.Another subject of the present invention is to provide hot-stamped parts produced from such steel strips, sheets or blanks, and the use of such hot-stamped parts as structural parts of vehicles.

본 발명의 또 다른 목적은 강철 블랭크를 부품으로 열간-스탬핑 제조하는 방법을 제공하는 것이다.Another object of the present invention is to provide a method for hot-stamping manufacturing of steel blanks into parts.

이러한 목적들은 망간 외에 비교적 많은 양의 텅스텐을 함유하는 낮은 합금 강을 사용할 때 달성될 수 있다는 것이 이제 밝혀졌다. 따라서, 본 발명은 중량% 단위로 하기 조성을 갖는 열간-스탬프 부품을 제조하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크에 관한 것이다:It has now been found that these objects can be achieved when using low alloy steels containing relatively high amounts of tungsten in addition to manganese. Accordingly, the present invention relates to a steel strip, sheet or blank for producing a hot-stamped part having the composition in weight percent:

C: < 0.20,C: < 0.20,

Mn: 0.65 - 3.0,Mn: 0.65 - 3.0;

W: 0.10 - 0.60,W: 0.10 - 0.60;

및 선택사항으로 다음으로부터 선택된 하나 이상의 요소:and optionally one or more elements selected from:

Si: < 0.10,Si: < 0.10;

Mo: ≤ 0.10,Mo: ≤ 0.10,

Al: ≤ 0.10,Al: ≤ 0.10,

Cr: ≤ 0.10,Cr: ≤ 0.10,

Cu: ≤ 0.10,Cu: ≤ 0.10,

N: ≤ 0.010,N: ≤ 0.010,

P: ≤ 0.030,P: ≤ 0.030,

S: ≤ 0.025,S: ≤ 0.025;

O: ≤ 0.01,O: ≤ 0.01;

Ti: ≤ 0.02,Ti: ≤ 0.02,

V: ≤ 0.15,V: ≤ 0.15,

Nb: ≤ 0.01,Nb: ≤ 0.01,

B: ≤ 0.0005,B: ≤ 0.0005;

나머지는 철과 불가피한 불순물.The rest is iron and inevitable impurities.

본 발명에 따라 강철 스트립, 시트 또는 블랭크로부터 생산된 열간-스탬프 부품은 인장 강도, 연성 및 굽힘성의 개선된 조합을 보여주며, 이에 의해 종래의 열간-스탬프 붕소 강과 비교할 때 충격-에너지 흡수 내충격성(crashworthiness)을 나타낸다.Hot-stamped parts produced from steel strip, sheet or blank according to the present invention show an improved combination of tensile strength, ductility and bendability, thereby resulting in impact-energy absorption impact resistance ( crashworthiness).

이러한 강철로 만들어지는 자동차 부품은 전면 및 후면 길이방향 바와 B-필러이다. 상기 전면 길이방향의 경우, 현재 냉간-스탬프 이중 상 강철(예: DP800)이 사용되며 B-필러의 경우 열간-스탬프 22MnB5 강철이 사용된다. DP800 강철은 더 낮은 에너지 흡수를 나타내며, 더 높은 강도의 강철(극한 인장 강도 > 800 MPa)을 사용하면 두께-저감(down-gauging)을 통해 무게를 더 줄일 수 있고 더 높은 충격 에너지 흡수로 승객 안전을 향상시킬 수 있다. 한편, B-필러의 경우 현재 사용되는 솔루션은 2가지 유형, 즉 상부에 초고강도(~1500 MPa) 22MnB5 강재를, 하부에 저강도(~500 MPa) 강재를 사용하고 있다. 상기 2개의 강철 블랭크는 열간-스탬핑 전에 레이저 용접으로 결합된 다음 하이브리드 블랭크가 B-필러로 스탬핑된다. 이 솔루션을 사용하면 충격 시 상기 상부는 침입에 저항하고 상기 하부는 높은 굽힘성과 연성의 조합으로 인해 에너지를 흡수한다. 본 발명은 더 나은 성능과 중량 절감 잠재력을 제공한다: 발명된 고강도 강은 상기 하부의 저강도 강을 더 높은 에너지 흡수 능력으로 대체할 수 있다.Automobile parts made of this steel are the front and rear longitudinal bars and B-pillars. For the front longitudinal, cold-stamped double-phase steel (eg DP800) is currently used and for the B-pillar hot-stamped 22MnB5 steel is used. DP800 steel exhibits lower energy absorption, and the use of higher strength steel (ultimate tensile strength > 800 MPa) allows further weight reduction through down-gauging and higher impact energy absorption for passenger safety can improve Meanwhile, in the case of the B-pillar, currently used solutions are of two types: ultra-high strength (~1500 MPa) 22MnB5 steel for the upper part, and low-strength (~500 MPa) steel for the lower part. The two steel blanks are joined by laser welding before hot-stamping and then the hybrid blank is stamped with B-pillars. With this solution, upon impact, the upper part resists intrusion and the lower part absorbs energy due to the combination of high bendability and ductility. The present invention offers better performance and weight saving potential: the invented high strength steel can replace the underlying low strength steel with a higher energy absorption capacity.

바람직하게는, 전술한 바와 같이 열간-스탬프 부품을 제조하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크는 중량% 단위로 하기 조성을 갖는다:Preferably, the steel strip, sheet or blank for producing hot-stamped parts as described above has the following composition in weight percent:

C: 0.05 - 0.18, 바람직하게는 0.07 - 0.16, 및/또는C: 0.05 - 0.18, preferably 0.07 - 0.16, and/or

Mn: 1.00 - 2.50, 바람직하게는 1.20 - 2.20, 및/또는Mn: 1.00 - 2.50, preferably 1.20 - 2.20, and/or

W: 0.10 - 0.50, 바람직하게는 0.13 - 0.30, 및/또는W: 0.10 - 0.50, preferably 0.13 - 0.30, and/or

Si: ≤ 0.009, 바람직하게는 ≤ 0.005, 및/또는Si: ≤ 0.009, preferably ≤ 0.005, and/or

Al: ≤ 0.05, 바람직하게는 ≤ 0.04Al: ≤ 0.05, preferably ≤ 0.04

N: 0.001 - 0.008, 바람직하게는 0.002 - 0.005.N: 0.001 - 0.008, preferably 0.002 - 0.005.

탄소(C)는 양호한 기계적 특성을 확보하기 위해 강철에 첨가된다. C는 높은 강도를 달성하고 강철의 경화능(hardenability)을 증가시키기 0.20 중량% 미만으로 첨가된다. 탄소를 너무 많이 첨가하면 강철의 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에 따라 사용되는 C의 양은 < 0.20 중량%, 바람직하게는 0.05 - 0.18 중량% 범위, 더욱 바람직하게는 0.07 - 0.16 중량% 범위이다. 일부 응용의 경우 C의 양이 0.07 - 0.15 중량%인 것이 유리하다. 이는 굽힘성 및/또는 연신율과 같은 더 높은 연성 파라미터를 위해 유리할 수 있다.Carbon (C) is added to steel to ensure good mechanical properties. C is added at less than 0.20% by weight to achieve high strength and increase the hardenability of the steel. Adding too much carbon has the potential to decrease the toughness and weldability of the steel. Accordingly, the amount of C used according to the invention is <0.20% by weight, preferably in the range 0.05 - 0.18% by weight, more preferably in the range 0.07 - 0.16% by weight. For some applications it is advantageous for the amount of C to be between 0.07 and 0.15% by weight. This may be advantageous for higher ductility parameters such as bendability and/or elongation.

망간(Mn)은 경화능을 촉진하고 고용체 강화를 제공하기 때문에 사용된다. Mn 함량은, 적절한 치환 고용체 강화 및 적절한 담금질 경화능을 제공하는 동시에, 주조 중 Mn 분리를 최소화하고 자동차 저항 스폿-용접 기술에 대해 충분히 낮은 탄소 당량을 유지하기 위해, 적어도 0.65 중량%이다. 또한, Mn은 Ac3 온도를 낮추는데 유용한 원소이다. Mn 함량이 높을수록 열간-스탬핑에 필요한 온도를 낮추는 데 유리하다. Mn 함량이 3.0 중량%를 초과하면, 강철 시트는 강철 가공성에 영향을 주는 용접성과 열간 및 냉간 압연 특성이 나빠질 수 있다. 본 발명에 따라 사용되는 Mn 양은 0.65 - 3.0 중량% 범위, 바람직하게는 1.00 - 2.50 중량% 범위, 더욱 바람직하게는 1.20 - 2.20 중량% 범위이다. 더 낮은 Mn 함량은 강철의 적절한 경화능을 보장하기 위해 더 높은 W 및 C 조합과 함께 사용되어야 하며 그 반대의 경우도 마찬가지이다.Manganese (Mn) is used because it promotes hardenability and provides solid solution strengthening. The Mn content is at least 0.65 wt. % to provide adequate displacement solid solution strengthening and adequate quench hardenability while minimizing Mn segregation during casting and maintaining a sufficiently low carbon equivalent for automotive resistance spot-welding techniques. In addition, Mn is a useful element for lowering the Ac3 temperature. A higher Mn content is advantageous for lowering the temperature required for hot-stamping. When the Mn content exceeds 3.0% by weight, the steel sheet may have poor weldability and hot and cold rolling properties affecting the steel workability. The amount of Mn used according to the invention is in the range from 0.65 to 3.0% by weight, preferably in the range from 1.00 to 2.50% by weight, more preferably in the range from 1.20 to 2.20% by weight. Lower Mn content should be used in conjunction with higher W and C combinations to ensure adequate hardenability of the steel and vice versa.

텅스텐(W)은 고온에서 강철의 확산-제어 변태를 지연시키는 데 매우 효과적이다. W는 페라이트 및 펄라이트 변태의 배양 시간을 연장함으로써 페라이트 및 펄라이트의 형성을 지연시킨다. 즉, 텅스텐은 강철의 경화능을 증가시킨다. 이러한 경화능 향상 효과를 위해서는, W가 철의 고용체에 있는 것이 중요하다. 이는 강철을 Ac3 온도보다 충분히 높은 온도에서 적절한 기간 동안 오스테나이트화함으로써 보장된다. 이와 관련하여, 상기 미세구조에 페라이트 및/또는 펄라이트의 존재는 본 발명에 따른 목표 미세구조에 대한 기계적 특성에 해롭다는 것이 관찰된다. 본 발명에서 사용되는 W의 양은 0.10 중량% 초과 0.60 중량% 이하이고, 바람직하게는 0.10 - 0.50 중량% 범위, 더욱 바람직하게는 0.13 - 0.50 중량% 범위, 더욱더 바람직하게는 0.13 - 0.30 중량% 범위이다. W의 양은, 얻어지는 이점에 비해 합금 비용을 너무 많이 증가시키므로, 너무 많아서는 안 되며, 위에서 설명한 바와 같이 야금학적 효과를 부여하는 데 효과적이지 않으므로 너무 낮아서도 안 된다.Tungsten (W) is very effective in retarding the diffusion-controlled transformation of steel at high temperatures. W delays the formation of ferrite and pearlite by prolonging the incubation time of ferrite and pearlite transformation. In other words, tungsten increases the hardenability of steel. For this hardenability improving effect, it is important that W is in a solid solution of iron. This is ensured by austenitizing the steel at a temperature sufficiently above the Ac3 temperature for a suitable period of time. In this regard, it is observed that the presence of ferrite and/or perlite in the microstructure is detrimental to the mechanical properties for the target microstructure according to the invention. The amount of W used in the present invention is greater than 0.10% by weight and not more than 0.60% by weight, preferably in the range of 0.10 - 0.50% by weight, more preferably in the range of 0.13 - 0.50% by weight, even more preferably in the range of 0.13 - 0.30% by weight . The amount of W should not be too high, as it would increase the alloy cost too much for the benefit obtained, nor should it be too low as it would not be effective in imparting a metallurgical effect as described above.

존재하는 경우, Si, Mo, Al, Cr, Cu, N, P, S, O, Ti, Nb, B 및 V의 양이 모두 낮아야 한다.If present, the amounts of Si, Mo, Al, Cr, Cu, N, P, S, O, Ti, Nb, B and V should all be low.

규소(Si)는 본 발명에서 원하는 야금학적 효과를 발휘하기 위해 첨가되지 않고 필요하지도 않다. 본 발명에서 사용되는 Si의 양은 0.10중량% 미만, 바람직하게는 0.009중량% 미만, 바람직하게는 0.005중량% 이하이다.Silicon (Si) is neither added nor required to exert the desired metallurgical effect in the present invention. The amount of Si used in the present invention is less than 0.10% by weight, preferably less than 0.009% by weight, preferably less than 0.005% by weight.

크롬(Cr)은 강철의 경화능을 향상시키고 프레스 담금질 동안 페라이트 및/또는 펄라이트의 형성을 방지하는 것을 용이하게 할 수 있다. 본 발명에서 사용되는 Cr의 양은 최대 0.10중량%, 바람직하게는 최대 0.05중량%, 더욱 바람직하게는 최대 0.009중량%이며, 이는 Cr이 더 많으면 기계적 특성을 저하시킬 수 있는 Cr 함유 탄화물의 형성을 유발할 수 있기 때문이다.Chromium (Cr) can improve the hardenability of steel and facilitate preventing the formation of ferrite and/or pearlite during press quenching. The amount of Cr used in the present invention is at most 0.10% by weight, preferably at most 0.05% by weight, more preferably at most 0.009% by weight, which will cause the formation of Cr-containing carbides that can degrade mechanical properties if more Cr is present. because it can

몰리브덴(Mo)은 강철의 경화능을 향상시키고 베이나이트의 형성을 촉진하기 위해 첨가된다. 본 발명에 따라 사용되는 Mo의 양은 최대 0.10중량%, 바람직하게는 최대 0.05중량%, 더욱 바람직하게는 최대 0.009중량%이고, Mo의 양이 많을수록 합금 비용이 상당히 증가할 것이기 때문에 더 적은 양이 바람직하다.Molybdenum (Mo) is added to improve the hardenability of steel and promote the formation of bainite. The amount of Mo used in accordance with the present invention is at most 0.10% by weight, preferably at most 0.05% by weight, more preferably at most 0.009% by weight, smaller amounts are preferred because higher amounts of Mo will significantly increase the alloy cost. do.

알루미늄(Al)은 강철을 탈산화시키기 위해 첨가된다. Al 양은 0.10중량% 이하, 바람직하게는 0.05중량% 이하, 더 바람직하게는 0.04중량% 이하이다. 알루미늄을 더 첨가하면 프레스 담금질 동안 페라이트가 형성되어 기계적 특성이 저하될 수 있다.Aluminum (Al) is added to deoxidize the steel. The Al amount is 0.10 wt% or less, preferably 0.05 wt% or less, more preferably 0.04 wt% or less. If more aluminum is added, ferrite may be formed during press quenching, which may deteriorate the mechanical properties.

구리(Cu)는 경화능을 향상시키고 강철의 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 존재하는 경우, Cu는 본 발명에 따라 최대 0.10중량%, 바람직하게는 최대 0.05중량%, 더 바람직하게는 최대 0.04중량%, 더욱더 바람직하게는 최대 0.009중량%의 양으로 사용되며, 이는 Cu의 존재가 고온 처리 시 고온 취성(hot shortness)을 유발할 수 있기 때문이다.Copper (Cu) is added to improve hardenability and increase the strength of steel. If present, Cu is used in accordance with the present invention in an amount of at most 0.10% by weight, preferably at most 0.05% by weight, more preferably at most 0.04% by weight, even more preferably at most 0.009% by weight, which means that the presence of Cu This is because it may cause hot shortness during high-temperature processing.

인(P)은 강철의 임계 온도 범위를 넓히는 것으로 알려져 있다. P는 또한 원하는 잔류 오스테나이트를 유지하는데 유용한 원소이다. 그러나 P는 강철의 가공성을 저하시킬 수 있다. 본 발명에 따르면 P는 최대 0.030중량%, 바람직하게는 최대 0.015중량%의 양으로 존재해야 한다.Phosphorus (P) is known to broaden the critical temperature range of steel. P is also a useful element for maintaining the desired retained austenite. However, P can reduce the machinability of steel. According to the invention P should be present in an amount of at most 0.030% by weight, preferably at most 0.015% by weight.

황(S)은 유해한 비금속 함유물을 줄이기 위해 최소화해야 한다. S는 MnS와 같은 황화물계 함유물을 형성하여 균열을 유발하고 가공성을 저하시킨다. 따라서 S 양을 최대한 줄이는 것이 바람직하다. 본 발명에 따르면, S의 양은 최대 0.025 중량%, 바람직하게는 최대 0.010 중량%의 양이다.Sulfur (S) should be minimized to reduce harmful non-metallic inclusions. S forms sulfide-based inclusions such as MnS, causing cracks and lowering workability. Therefore, it is desirable to reduce the amount of S as much as possible. According to the invention, the amount of S is at most 0.025% by weight, preferably at most 0.010% by weight.

티타늄(Ti)은, 존재하는 경우, TiN 침전물을 형성하여 강철 용융물이 냉각되는 동안 고온에서 N을 제거한다. TiN의 형성은 더 낮은 온도에서 B3N4의 형성을 방지하여 B가, 존재하는 경우, 더 효과적이게 한다. 화학양론적으로, B를 첨가할 때, Ti 대 N(Ti/N) 첨가의 비율은 3.42보다 커야 한다. 본 발명에 따르면 티타늄의 양은 0.02중량%이하이다.Titanium (Ti), if present, forms TiN precipitates to remove N at high temperatures while the steel melt is cooling. The formation of TiN prevents the formation of B 3 N 4 at lower temperatures, making B, if present, more effective. stoichiometrically, when adding B, the ratio of Ti to N(Ti/N) addition should be greater than 3.42. According to the present invention, the amount of titanium is 0.02% by weight or less.

니오븀(Nb)은 강화 침전물을 형성하고 미세구조를 미세화하는 효과를 가질 수 있다. Nb는 결정립 미세화 및 침전 경화를 통해 강도를 증가시킨다. 입자 미세화(grain refinement)는, 특히 높은 국부적 변형이 도입될 때, 열간-스탬핑 거동을 개선하는 더욱 균질한 미세구조를 생성한다. 미세하고 균질한 미세구조는 또한 굽힘 거동도 개선한다. 본 발명에 사용된 Nb의 양은 0.01중량%이하이다. Niobium (Nb) may have the effect of forming a reinforced precipitate and refining the microstructure. Nb increases strength through grain refining and precipitation hardening. Grain refinement produces a more homogeneous microstructure which improves the hot-stamping behavior, especially when high local strains are introduced. The fine and homogeneous microstructure also improves the bending behavior. The amount of Nb used in the present invention is 0.01% by weight or less.

바나듐(V)은 V(C, N) 침전물을 형성하여 강철 제품을 강화하기 위해 첨가될 수 있다. 바나듐이 존재하는 경우, 바나듐의 양은 최대 0.15 중량%, 바람직하게는 최대 0.05 중량%, 더 바람직하게는 최대 0.009 중량%이고, 비용상의 이유로 그리고 V가 미세-합금 요소와 함께 복합 탄화물의 형성을 초래하여 제품의 연성을 감소시킬 수 있기 때문에 더 낮은 양이 바람직하다.Vanadium (V) can be added to strengthen steel products by forming V (C, N) deposits. If vanadium is present, the amount of vanadium is at most 0.15% by weight, preferably at most 0.05% by weight, more preferably at most 0.009% by weight, for reasons of cost and where V results in the formation of complex carbides with micro-alloy elements. A lower amount is preferred because it can reduce the ductility of the product.

붕소(B)는 강판의 경화능을 증가시키고 담금질 후 강도를 안정적으로 확보하는 효과를 더욱 높이기 위한 것이다. 본 발명에 따르면 B는 0.0005 중량% 이하로 존재한다.Boron (B) is to increase the hardenability of the steel sheet and further enhance the effect of stably securing the strength after quenching. According to the present invention B is present in an amount of up to 0.0005% by weight.

질소(N)는 C와 유사한 효과가 있다. N은 티타늄과 적절하게 결합되어 TiN 침전물을 형성한다. 본 발명에 따른 N의 양은 최대 0.010 중량%이다. 바람직하게는 N의 양은 0.001 - 0.008 중량% 범위이다. 적합하게는, N은 0.002 - 0.005 중량% 범위의 양으로 존재한다.Nitrogen (N) has a similar effect to C. N is properly combined with titanium to form TiN precipitates. The amount of N according to the invention is at most 0.010% by weight. Preferably the amount of N ranges from 0.001 to 0.008% by weight. Suitably, N is present in an amount ranging from 0.002 to 0.005% by weight.

산소(O): 산소는 인장 강도, 연성, 인성 및/또는 용접성과 같은 다양한 특성을 감소시키기 때문에 강철 제품을 탈산화하는 것이 필요하다. 따라서 산소의 존재를 피해야 한다. 본 발명에 따르면, O의 양은 최대 0.01 중량%, 바람직하게는 최대 0.005 중량%이다.Oxygen (O): It is necessary to deoxidize steel products because oxygen reduces various properties such as tensile strength, ductility, toughness and/or weldability. Therefore, the presence of oxygen should be avoided. According to the invention, the amount of O is at most 0.01% by weight, preferably at most 0.005% by weight.

칼슘(Ca)은 0.05 중량% 이하, 바람직하게는 0.01 중량% 이하의 양으로 존재할 수 있다. Ca는 황 함유 함유물을 구형화하고 연장된 함유물의 양을 최소화하기 위해 첨가된다. 그러나 CaS 함유물의 존재는 여전히 매트릭스의 불균일성을 초래할 것이다. 따라서 S의 양을 줄이는 것이 가장 좋다.Calcium (Ca) may be present in an amount of 0.05% by weight or less, preferably 0.01% by weight or less. Ca is added to spheronize the sulfur inclusions and minimize the amount of elongated inclusions. However, the presence of CaS inclusions will still lead to non-uniformity of the matrix. Therefore, it is best to reduce the amount of S.

바람직하게는, 강철 스트립, 시트 또는 블랭크에는 아연계 코팅, 알루미늄계 코팅 또는 유기계 코팅이 제공된다. 이러한 코팅은 열간-스탬핑 공정 동안 산화 및/또는 탈탄화를 줄이고, 사용 중 부식 방지 기능을 제공한다.Preferably, the steel strip, sheet or blank is provided with a zinc-based coating, an aluminum-based coating or an organic-based coating. These coatings reduce oxidation and/or decarburization during the hot-stamping process and provide corrosion protection during use.

아연계 코팅은 0.2 - 5.0 중량% Al, 0.2 - 5.0 중량% Mg, 선택적으로 최대 0.3 중량%의 하나 이상의 추가 원소와, 나머지는 아연 및 불가피한 불순물을 함유하는 코팅인 경우에 바람직하다. 상기 추가 원소는 Pb 또는 Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr 또는 Bi를 포함하는 군으로부터 선택될 수 있다. Pb, Sn, Bi 및 Sb는 일반적으로 스팽글(spangles)을 형성하기 위해 추가된다.Zinc-based coatings are preferred in the case of coatings containing 0.2 - 5.0 wt % Al, 0.2 - 5.0 wt % Mg, optionally up to 0.3 wt % of one or more additional elements with the balance zinc and unavoidable impurities. The additional element may be selected from the group comprising Pb or Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr or Bi. Pb, Sn, Bi and Sb are usually added to form spangles.

바람직하게는, 아연 합금에서 상기 추가 원소의 총량은 최대 0.3 중량%이다. 이러한 소량의 추가 원소는 일반적인 응용 분야에서 코팅이나 욕조(bath)의 특성을 크게 변경하지 않는다.Preferably, the total amount of said additional elements in the zinc alloy is at most 0.3% by weight. These small amounts of additional elements do not significantly alter the properties of the coating or bath in typical applications.

하나 이상의 추가 원소가 아연 합금 코팅에 존재할 때, 각각은 바람직하게는 최대 0.03중량%의 양으로 존재하고, 바람직하게는 각각은 최대 0.01중량%의 양으로 존재한다. 상기 추가 원소는 일반적으로 핫딥(hot-dip)-아연도금용의 용융된 아연 합금이 있는 욕조에서 찌꺼기(dross)가 형성되는 것을 방지하기 위해, 또는 코팅층에 스팽글을 형성하기 위해서만 추가된다.When one or more additional elements are present in the zinc alloy coating, each is preferably present in an amount of at most 0.03% by weight, preferably each in an amount of at most 0.01% by weight. These additional elements are usually added only to prevent the formation of dross in a bath with molten zinc alloy for hot-dip-galvanizing, or to form spangles in the coating layer.

본 발명에 따라 강철 스트립, 시트 또는 블랭크로부터 생산된 열간-스탬프 부품은 최대 50 체적%의 베이나이트를 포함하고 나머지는 마르텐사이트인 미세구조를 갖는다. 바람직하게는, 상기 미세구조는 최대 40 체적%의 베이나이트를 포함하고 나머지는 마르텐사이트이다. 더 바람직하게는, 상기 미세구조는 최대 30 체적%의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트이다. 베이나이트의 존재는 프레스 담금질 중에 발생하는 느린 냉각 속도에만 적용 가능하다. 프레스 담금질 동안 블랭크의 일반적인 냉각 속도는 약 30℃/s를 초과한다. 60℃/s를 초과하는 냉각 속도에서, 완전한 마르텐사이트 미세구조가 형성된다. 이러한 상황에서, 마르텐사이트는 높은 강도를 제공하는 반면, 더 부드러운 베이나이트는 연성을 향상시킨다. 마르텐사이트와 베이나이트의 작은 강도 차이는 약한 상 계면이 없기 때문에 높은 굽힘성을 유지하는 데 도움이 된다.Hot-stamped parts produced according to the invention from steel strips, sheets or blanks have a microstructure comprising up to 50% by volume of bainite and the remainder being martensite. Preferably, the microstructure comprises up to 40% by volume of bainite with the balance being martensite. More preferably, the microstructure comprises up to 30% by volume of bainite, the balance being martensite. The presence of bainite is only applicable to the slow cooling rates that occur during press quenching. Typical cooling rates of blanks during press quenching exceed about 30° C./s. At cooling rates in excess of 60° C./s, a complete martensitic microstructure is formed. In this situation, martensite provides high strength, while softer bainite improves ductility. The small strength difference between martensite and bainite helps to maintain high bendability because there is no weak phase interface.

본 발명에 따라 열간-스탬프 부품은 우수한 기계적 특성을 나타낸다. 이 부품은 인장 강도(TS)가 745 MPa 이상, 바람직하게는 1070 MPa 이상, 더욱 바람직하게는 1300 MPa 이상이고, 추가로 인장 강도는 1400 MPa 이하이다.The hot-stamped part according to the invention exhibits good mechanical properties. The part has a tensile strength (TS) of at least 745 MPa, preferably at least 1070 MPa, more preferably at least 1300 MPa, and further, has a tensile strength of at most 1400 MPa.

상기 부품은 적합하게는 총 연신율(TE: total elongation)이 5% 이상, 바람직하게는 5.5%, 더 바람직하게는 6% 이상, 가장 바람직하게는 7% 이상이고, 및/또는 1.0 mm 두께의 굽힘 각도(BA: bending angle)가 78°이상, 바람직하게는 100°이상, 더 바람직하게는 115°이상, 더욱더 바람직하게는 130°이상, 가장 바람직하게는 140°이상이다.The part suitably has a total elongation (TE) of at least 5%, preferably at least 5.5%, more preferably at least 6%, most preferably at least 7%, and/or a bending thickness of 1.0 mm A bending angle (BA) is 78° or more, preferably 100° or more, more preferably 115° or more, still more preferably 130° or more, and most preferably 140° or more.

본 발명에 따른 강철 제품은 우수한 충격 에너지 흡수를 나타내는 것이 명백할 것이다.It will be evident that the steel article according to the invention exhibits good impact energy absorption.

본 발명은 또한, 차량의 도장 전 차체(body-in-white)의 구조적 부품으로서, 전술한 바와 같이 열간-스탬프 부품의 사용에 관한 것이다. 이러한 부품은 본 발명의 강철 스트립, 시트 또는 블랭크로 만들어진다. 이러한 부품은 높은 강도, 높은 연성 및 높은 굽힘성의 조합을 갖는다. 특히, 차량의 구조적 부품 형태의 부품들의 경우, 본 발명의 강재는, 우수한 충격 에너지 흡수를 나타내고 결과적으로 기존의 열간-스탬프 붕소 강 및 냉간-스탬프 다상 강의 사용과 비교하여 내충격성을 기반으로 한 두께저감 및 경량화 기회를 제공하기 때문에 아주 매력적이다.The invention also relates to the use of a hot-stamped part as described above as a structural part of the body-in-white of a vehicle. These parts are made of the inventive steel strip, sheet or blank. These parts have a combination of high strength, high ductility and high bendability. In particular, in the case of parts in the form of structural parts of vehicles, the steel of the present invention exhibits excellent impact energy absorption and consequently thickness based on impact resistance compared to the use of conventional hot-stamped boron steel and cold-stamped multiphase steel. It is very attractive because it offers opportunities for reduction and weight reduction.

본 발명은 또한 본 발명에 따른 부품의 제조 방법에 관한 것이다.The invention also relates to a method for manufacturing a component according to the invention.

따라서, 본 발명은 또한 강철 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 부품으로 열간-스탬핑을 수행하는 방법에 관한 것으로, 다음 단계들을 포함한다:Accordingly, the present invention also relates to a method for performing hot-stamping of a steel blank or pre-formed part into a part, comprising the steps of:

(a) 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따라, 상기 블랭크, 또는 상기 블랭크로부터 생산된 미리-형성된 부품을 온도(T1)로 가열하고 상기 가열된 블랭크를 시간(t1) 동안 T1에서 유지하는 단계로서, 여기서 T1는 상기 강철의 Ac3 온도보다 높고, 여기서 t1는 최대 10분인, 단계; (a) heating the blank, or a pre-formed part produced from the blank, according to any one of claims 1 to 3 to a temperature T1 and heating the heated blank at T1 for a time t1 maintaining, wherein T1 is above the Ac3 temperature of the steel, wherein t1 is at most 10 minutes;

(b) 전달 시간(t2) 동안 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 열간-스탬핑 수단에 전달하는 단계로서, 전달 시간(t2) 동안 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품의 온도는 온도(T1)에서 온도(T2)로 감소하고, 상기 전달 시간(t2)은 최대 20초인, 단계; (b) transferring the heated blank or pre-formed part to a hot-stamping means for a transfer time t2, wherein the temperature of the heated blank or pre-formed part during the transfer time t2 is a temperature T1 ) to the temperature T2, the transfer time t2 being up to 20 seconds;

(c) 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 부품으로 열간-스탬핑을 수행하는 단계; 그리고(c) hot-stamping the heated blank or pre-formed part into a part; and

(d) 30℃/s의 냉각 속도로 상기 강철의 Mf 온도 미만의 온도까지 상기 열간-스탬핑 수단 내의 상기 부품을 냉각하는 단계.(d) cooling the part in the hot-stamping means to a temperature below the Mf temperature of the steel at a cooling rate of 30° C./s.

본 방법에 따르면, 전술한 바와 같이 상기 가열된 블랭크를 부품으로 스탬핑함으로써 기계적 특성이 강화된 복잡한 형상의 부품이 얻을 수 있음을 발견하였다. 특히, 상기 부품들은 우수한 충격 에너지 흡수를 나타내므로 기존의 열간-스탬프 붕소 강 및 냉간-스탬프 다상 강의 사용에 비해 내충격성(crashworthiness)을 기반으로 한 두께저감 및 경량화 기회를 허용한다.It has been found that, according to the present method, a complex-shaped part with enhanced mechanical properties can be obtained by stamping the heated blank into a part as described above. In particular, the components exhibit excellent impact energy absorption, allowing opportunities for thickness reduction and weight reduction based on crashworthiness compared to the use of conventional hot-stamped boron steel and cold-stamped multiphase steel.

부품을 Mf 온도 미만의 온도로 냉각시킨 후, 예를 들어 상기 부품은 공기 중에서 실온으로 추가 냉각되거나 강제로 실온으로 냉각될 수 있다.After cooling the part to a temperature below the Mf temperature, for example, the part can be further cooled to room temperature in air or forced to cool to room temperature.

본 발명에 따른 방법에서, 단계 (a)에서 가열될 블랭크는 후속 단계를 위한 중간체로서 제공된다. 상기 블랭크가 생산되는 강철 스트립 또는 시트는 표준 주조 공정으로 얻을 수 있다. 바람직한 실시형태에서, 강철 스트립 또는 시트는 냉간 압연된다. 상기 강철 스트립 또는 시트는 강철 블랭크로 적절하게 절단될 수 있다. 미리-형성된 강철 부품도 사용할 수 있다. 상기 미리-형성된 부품은 바람직하게는 주위 온도에서 원하는 기하구조로 부분적으로 또는 전체적으로 형성될 수 있다.In the process according to the invention, the blank to be heated in step (a) serves as an intermediate for the subsequent step. The steel strip or sheet from which the blank is produced can be obtained by standard casting processes. In a preferred embodiment, the steel strip or sheet is cold rolled. The steel strip or sheet can be suitably cut into steel blanks. Pre-formed steel parts may also be used. The pre-formed part can be formed partially or wholly to the desired geometry, preferably at ambient temperature.

상기 강철 블랭크는 단계(a)에서 시간(t1) 동안 온도(T1)까지 가열된다. 바람직하게는, 단계 (a)에서 온도(T1)는 강철의 Ac3 온도보다 40 - 100℃ 더 높고, 및/또는 온도(T2)는 Ar3 온도보다 높다. T1 온도가 Ac3 온도보다 40 - 100℃ 더 높으면 강철은 시간(t1) 내에 완전히 또는 거의 완전히 오스테나이트화되고, 단계 (b) 동안 냉각이 쉽게 가능하다. 상기 미세구조가 균질한 오스테나이트 미세구조일 때 성형성이 향상된다.The steel blank is heated in step (a) to a temperature T1 for a time t1. Preferably, in step (a) the temperature T1 is 40 - 100° C. higher than the Ac3 temperature of the steel, and/or the temperature T2 is higher than the Ar3 temperature. If the T1 temperature is 40 - 100° C. higher than the Ac3 temperature, the steel is completely or almost completely austenitized in time t1, and cooling is readily possible during step (b). Formability is improved when the microstructure is a homogeneous austenite microstructure.

바람직하게는, 시간(t1)은 1분 이상 7분 이하이다. 시간(t1)이 너무 길면 거친 오스테나이트 입자가 생성되어 최종적인 기계적 특성을 저하시킬 수 있다.Preferably, the time t1 is 1 minute or more and 7 minutes or less. If the time t1 is too long, coarse austenite particles may be generated, which may deteriorate the final mechanical properties.

단계 (a)에서 사용되는 가열 장치는 예를 들어 전기 또는 가스를 이용한 노(furnace), 전기 저항 가열 장치, 적외선 유도 가열 장치일 수 있다.The heating device used in step (a) may be, for example, a furnace using electricity or gas, an electrical resistance heating device, or an infrared induction heating device.

단계 (b)에서, 상기 가열된 강철 블랭크 또는 미리-형성된 부품은 상기 가열된 강철 블랭크 또는 미리-형성된 부품의 온도가 온도(T1) 온도(T2)까지 감소하는 전달 시간(t2) 동안 열간-스탬핑 수단으로 전달된다. 여기서 전달 시간(t2)은 최대 20초이다. 시간(t2)은 상기 가열된 블랭크를 상기 가열 장치에서 상기 열간-스탬핑 수단(예: 프레스)로 전달하고 상기 열간-스탬핑 장치가 닫힐 때까지 필요한 시간이다. 상기 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 전달하는 동안 자연 공기 냉각 및/또는 기타 사용 가능한 냉각 방법에 의해 온도(T1)에서 온도(T2)까지 냉각될 수 있다. 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품은 자동화된 로봇 시스템 또는 임의의 다른 전달 방법에 의해 상기 가열 장치로부터 상기 열간-스탬핑 수단으로 전달될 수 있다. 시간(t2)은 열간-스탬핑 및 담금질의 시작 시 강철의 미세구조 진전을 제어하기 위해 T1, t1 및 T2와 함께 선택될 수도 있다. 적합하게는, t2는 12초 이하, 바람직하게는 t2는 10초 이하, 더 바람직하게는 t2는 8초 이하, 가장 바람직하게는 6초 이하이다. 단계 (b)에서, 상기 블랭크 또는 미리-형성된 부품은 적어도 10℃/s의 냉각 속도(V2)로 온도(T1)에서 일정 온도까지 냉각될 수 있다. V2는 바람직하게는 10 - 15℃/s 범위이다. 상기 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 미리 냉각해야 하는 경우, 냉각 속도는 더 높아야 한다(예를 들어, 20 ℃/s 이상, 50 ℃/s 이하). In step (b), the heated steel blank or pre-formed part is hot-stamped for a transfer time t2 during which the temperature of the heated steel blank or pre-formed part decreases to a temperature T1 temperature T2. transmitted by means Here, the transfer time t2 is at most 20 seconds. Time t2 is the time required until the heated blank is transferred from the heating device to the hot-stamping means (eg press) and the hot-stamping device is closed. The blank or pre-formed part may be cooled from temperature T1 to temperature T2 by natural air cooling and/or other available cooling methods during transfer of the blank or pre-formed part. The heated blank or pre-formed part may be transferred from the heating device to the hot-stamping means by an automated robotic system or any other transfer method. Time t2 may be chosen together with T1, t1 and T2 to control the microstructural evolution of the steel at the start of hot-stamping and quenching. Suitably, t2 is 12 seconds or less, preferably t2 is 10 seconds or less, more preferably t2 is 8 seconds or less, and most preferably 6 seconds or less. In step (b), the blank or pre-formed part can be cooled from a temperature T1 to a constant temperature with a cooling rate V2 of at least 10° C./s. V2 is preferably in the range of 10 - 15°C/s. If the blank or pre-formed part needs to be pre-cooled, the cooling rate should be higher (eg 20° C./s or more, 50° C./s or less).

단계 (c)에서 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품이 원하는 기하구조를 갖는 부품으로 형성된다. 상기 형성된 부품은 바람직하게는 차량의 구조적 부품이다.In step (c) the heated blank or pre-formed part is formed into a part having the desired geometry. The formed part is preferably a structural part of a vehicle.

단계 (d)에서 열간-스탬핑 수단에서 형성된 부품은 적어도 30℃/s의 냉각 속도(V3)로 강철의 Mf 온도 미만의 온도까지 냉각된다. 바람직하게는, 단계 (d)에서 냉각 속도(V3)는 30 - 150℃/s의 범위, 더욱 바람직하게는 30 - 100℃/s의 범위이다.The part formed in the hot-stamping means in step (d) is cooled to a temperature below the Mf temperature of the steel at a cooling rate V3 of at least 30° C./s. Preferably, the cooling rate V3 in step (d) is in the range of 30 - 150 °C/s, more preferably in the range of 30 - 100 °C/s.

본 발명은 열간-스탬핑 작업 동안 원하는 베이나이트 상을 강철 미세구조에 도입하는 개선된 방법을 제공한다. 본 발명의 방법은 높은 강도, 높은 연성 및 높은 굽힘성의 우수한 조합을 나타내는 열간-스탬프 강철 부품의 생산을 가능하게 한다.The present invention provides an improved method for introducing a desired bainite phase into a steel microstructure during a hot-stamping operation. The method of the present invention enables the production of hot-stamped steel parts that exhibit an excellent combination of high strength, high ductility and high bendability.

본 발명에 따른 방법의 하나 이상의 단계는 상기 강철의 산화 및/또는 탈탄화을 방지하기 위해 수소, 질소, 아르곤 또는 임의의 다른 불활성 가스의 제어된 불활성 분위기에서 수행될 수 있다.One or more steps of the method according to the invention may be performed in a controlled inert atmosphere of hydrogen, nitrogen, argon or any other inert gas to prevent oxidation and/or decarburization of the steel.

도 1은 본 발명에 따른 방법의 일 실시형태의 개략도를 도시한다.
도 2는 낙하 탑 축 방향 충격 시험을 위한 충격 상자의 단면을 도시한다.1 shows a schematic diagram of an embodiment of a method according to the invention;
Figure 2 shows a cross section of the impact box for the drop tower axial impact test.

도 1에서 가로축은 시간(t)을 나타내고 세로축은 온도(T)를 나타낸다. 시간(t)와 온도(T)는 도 1에 도식적으로 표시되어 있다. 도 1에서 어떤 값도 도출할 수 없다.In FIG. 1 , the horizontal axis represents time (t) and the vertical axis represents temperature (T). Time t and temperature T are shown schematically in FIG. 1 . No values can be derived from FIG. 1 .

도 1에서 강철 블랭크 또는 미리-형성된 부품은 특정 (재)가열 속도로 Ac1 초과의 오스테나이트화 온도까지 (재)가열된다. 일단 Ac1이 초과되면 상기 블랭크 또는 미리-형성된 부품이 Ac3보다 높은 온도에 도달할 때까지 상기 (재)가열 속도가 낮아진다. 그런 다음 이 특정 온도에서 상기 스트립, 시트 또는 블랭크를 일정 기간 유지한다. 그 후, 상기 가열된 블랭크는 상기 노에서 상기 열간-스탬핑 수단로 옮겨지고, 그동안 공기에 의한 상기 블랭크의 냉각이 어느 정도 일어난다. 그런 다음 상기 블랭크 또는 미리-형성된 부품이 부품으로 열간-성형되고 30℃/s의 냉각 속도로 냉각(또는 급랭)된다. 상기 강철의 Mf 온도 미만의 온도에 도달한 후, 상기 열간-스탬핑 수단이 열리고, 상기 성형된 부품이 실온으로 냉각된다.In FIG. 1 a steel blank or pre-formed part is (re)heated to an austenitizing temperature above Ac1 at a specific (re)heating rate. Once Ac1 is exceeded, the (re)heating rate is lowered until the blank or pre-formed part reaches a temperature higher than Ac3. The strip, sheet or blank is then held at this specific temperature for a period of time. Thereafter, the heated blank is transferred from the furnace to the hot-stamping means, during which cooling of the blank with air takes place to some extent. The blank or pre-formed part is then hot-formed into a part and cooled (or quenched) at a cooling rate of 30° C./s. After reaching a temperature below the Mf temperature of the steel, the hot-stamping means is opened and the molded part is cooled to room temperature.

특허 출원 전반에 걸쳐 사용된 다양한 온도들이 아래에 설명되어 있다:The various temperatures used throughout the patent application are described below:

- Ac1: 가열하는 동안 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도.- Ac1: The temperature at which austenite begins to form during heating.

- Ac3: 가열하는 동안 페라이트의 오스테나이트로의 변태가 종료하는 온도.- Ac3: The temperature at which the transformation of ferrite to austenite is terminated during heating.

- Ar3: 냉각되는 동안 오스테나이트가 페라이트로 변태하기 시작하는 온도.- Ar3: The temperature at which austenite begins to transform into ferrite during cooling.

- Ms: 냉각되는 동안 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기 시작하는 온도.- Ms: The temperature at which austenite begins to transform into martensite during cooling.

- Mf: 냉각되는 동안 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태가 종료하는 온도.- Mf: the temperature at which the transformation of austenite to martensite during cooling ends.

본 발명은 하기의 비제한적인 실시형태에 의해 설명될 것이다.The invention will be illustrated by the following non-limiting examples.

실시 예들Examples

강철 조성물 A(본 발명에 따른)Steel composition A (according to the invention)

220mm x 110mm x 1.5mm 치수의 강철 블랭크를 표 1에 표시된 조성을 갖는 냉간 압연된 강철 시트에서 준비했다. 이 강철 블랭크들은 Schuler SMG GmbH & Co. KG(이하, SMG 프레스로 지칭됨)에서 공급한 핫딥 어닐링 시뮬레이터(HDAS: Hot-dip Annealing Simulator) 및 열간-스탬핑 프레스에서 열간-스탬핑 열적 사이클을 거쳤다. HDAS는 느린 냉각 속도(30 - 80℃/s)에 사용된 반면, SMG 프레스는 가장 빠른 냉각 속도(200℃/s)에 사용되었다. 상기 강철 블랭크를 각각 900℃(Ac3보다 50℃ 더 높음) 및 940℃(Ac3보다 90℃ 더 높음)의 온도(T1)까지 재가열하고, 5분 동안 표면 열화를 최소화하기 위해 질소 분위기에서 담가두었다. 그런 다음 상기 블랭크는 10초 동안 120℃의 온도 강하를 위해 약 12℃/s의 냉각 속도(V2)에서 전달 냉각을 거친 후 30, 40, 50, 60, 80, 200℃/s의 냉각 속도(V3)로 160℃까지 냉각되었다. 열 처리된 샘플로부터, 게이지 길이 50mm, 너비 12.5mm를 갖는 세장형 인장 시편(Euronorm A50 시편 기하구조)을 준비하고 준정적 변형률(quasistatic strain rate)로 시험했다. 상기 미세구조는 RD-ND 평면으로부터 특징지어졌다. 평행 및 가로 방향에서 압연 방향으로의 굽힘 시편(40mm x 30mm x 1.5mm)을 각 조건에서 준비하고 VDA 238-100 표준에 설명된 대로 3점 굽힘 시험으로 파괴될 때까지 시험했다. 상기 압연 방향에 평행한 굽힘 축을 가진 샘플들을 세로방향(L) 굽힘 시편으로 식별하고, 상기 압연 방향에 수직인 굽힘 축을 가진 샘플을 수직(T) 굽힘 시편으로 식별했다. 1.5mm 두께에서 측정된 굽힘 각도 또한 1.0mm 두께에 대한 각도로 변환했다(= 원래 굽힘 각도 x 원래 두께의 제곱근). 각 테스트 유형에 대해, 3번의 측정을 수행하고 각 조건에 대해 3번의 테스트에서 얻은 평균값을 얻었다.Steel blanks with dimensions of 220 mm x 110 mm x 1.5 mm were prepared from cold rolled steel sheets having the compositions shown in Table 1. These steel blanks were manufactured by Schuler SMG GmbH & Co. A hot-stamping thermal cycle was performed in a hot-dip annealing simulator (HDAS) and a hot-stamping press supplied by KG (hereinafter referred to as SMG press). HDAS was used for the slow cooling rate (30 - 80 °C/s), while the SMG press was used for the fastest cooling rate (200 °C/s). The steel blank was reheated to a temperature (T1) of 900 °C (50 °C higher than Ac3) and 940 °C (90 °C higher than Ac3), respectively, and soaked for 5 minutes in a nitrogen atmosphere to minimize surface deterioration. The blank is then subjected to transfer cooling at a cooling rate (V2) of about 12°C/s for a temperature drop of 120°C for 10 seconds, followed by cooling rates of 30, 40, 50, 60, 80, 200°C/s ( V3) was cooled to 160 °C. From the heat-treated sample, an elongate tensile specimen (Euronorm A50 specimen geometry) having a gauge length of 50 mm and a width of 12.5 mm was prepared and tested at a quasistatic strain rate. The microstructure was characterized from the RD-ND plane. Bending specimens (40 mm x 30 mm x 1.5 mm) in parallel and transverse to rolling directions were prepared from each condition and tested until failure by a three-point bending test as described in the VDA 238-100 standard. Samples having a bending axis parallel to the rolling direction were identified as longitudinal (L) bent specimens, and samples having a bending axis perpendicular to the rolling direction were identified as vertical (T) bent specimens. The bending angle measured at 1.5 mm thickness was also converted to an angle for 1.0 mm thickness (= original bending angle x square root of original thickness). For each test type, three measurements were performed and the average value obtained from the three tests for each condition was obtained.

선택된 조건(940℃에서 재가열된 SMG 프레스 샘플)에 대해, J-적분(integral) 파괴 인성 및 낙하 탑 축 방향 테스트를 수행했다. NFMT76J 표준에 따른 소형 인장 시편은 파괴 인성 시험을 위해 세로 방향과 가로 방향 모두에서 준비되었다. 가로 방향 시편의 경우, 균열이 압연 방향을 따라 진행되고 하중이 압연 방향에 가로 방향인 반면, 세로 방향 시편(specimen)의 경우 반대가 적용된다. 상기 시편들은 실온에서 ASTM E1820-09 표준에 따라 테스트했다. 예비균열은 피로하중에 의해 도입되었다. 최종 시험은 시트 재료의 평면 응력을 유지하기 위해 버클방지 플레이트로 인장 하중을 가하여 수행되었다. 각 조건에 대해 세 가지 시험이 수행되었으며 BS7910 표준의 지침에 따라 서로 다른 파괴 인성 파라미터에 대한 세 등가의 최소 값(MOTE 값)이 제시된다.For selected conditions (SMG press samples reheated at 940° C.), J-integral fracture toughness and drop tower axial tests were performed. Small tensile specimens according to the NFMT76J standard were prepared in both longitudinal and transverse directions for fracture toughness testing. For transverse specimens, the crack propagates along the rolling direction and the load is transverse to the rolling direction, whereas for longitudinal specimens the opposite is applied. The specimens were tested at room temperature according to ASTM E1820-09 standard. Precracks were introduced by fatigue loading. The final test was performed by applying a tensile load to an anti-buckle plate to maintain the planar stress of the sheet material. Three tests were performed for each condition and three equivalent minimum values (MOTE values) are given for different fracture toughness parameters according to the guidelines of the BS7910 standard.

상기 파괴 인성 파라미터에 대해 간략한 설명이 아래에 주어진다. CTOD는 균열선단개구변위(Crack Tip Opening Displacement)의 약어이며 파손(취약한 경우) 또는 최대 하중에서 균열이 열리는 정도의 척도이다. J는 J-적분이며 에너지를 고려한 인성의 척도이므로 파손 또는 최대 하중까지 곡선 아래 영역에서 계산된다. KJ는 KJ= [J(E/(1-v2))]0.5로 주어진 식을 사용하여 J-적분에서 결정된 응력확대계수(stress intensity factor)이다. 상기 식에서 E는 영률(= 207 GPa)이고 v는 포아송 비(= 0.03)이다. Kq는 하중 Pq에서 측정된 응력확대계수의 값이며, 여기서 Pq는 하중 선의 탄성 기울기를 취한 다음 기울기가 5% 작은 선을 선택하고 Pq를 이 직선이 상기 하중 선과 교차하는 하중으로 정의하여 결정된다.A brief description of the fracture toughness parameters is given below. CTOD is an abbreviation for Crack Tip Opening Displacement and is a measure of the degree of crack opening at failure (if vulnerable) or maximum load. Since J is the J-integral and is a measure of toughness considering energy, it is calculated in the area under the curve up to failure or maximum load. KJ is the stress intensity factor determined from the J-integration using the equation given as KJ= [J(E/(1-v 2 ))] 0.5 . where E is the Young's modulus (= 207 GPa) and v is the Poisson's ratio (= 0.03). Kq is the value of the stress intensity factor measured at the load Pq, where Pq is determined by taking the elastic slope of the load line, then selecting a line with a slope less than 5% and defining Pq as the load at which this line intersects the load line.

낙하 탑 축 방향 충격 시험은, 더 큰 시트로부터 준비된 500mm 높이(압연 방향에 대해 가로 방향)의 상부가 닫힌 모자 형상(도 2 참조)을 갖는 충격 상자에 200kg의 하중을 50km/h의 하중 속도로 충격시키는 SMG-압축된 조건에서 수행했다. 상기 낙하 탑의 단면의 치수는 도 2에 주어진다(t = 1.5mm, Ro = 3mm). 100mm 너비의 후면 플레이트를 상기 프로파일에 스폿 용접하여 충격 상자를 준비했다.The drop tower axial impact test was conducted by applying a load of 200 kg to an impact box having a cap shape (see Fig. 2) with a top closed cap shape (refer to Fig. 2) of 500 mm height (transverse to the rolling direction) prepared from a larger sheet at a load rate of 50 km/h. Shocking was performed in SMG-compressed conditions. The dimensions of the cross section of the drop tower are given in FIG. 2 (t = 1.5 mm, Ro = 3 mm). A shock box was prepared by spot welding a 100 mm wide back plate to the profile.

일부 선택된 조건의 경우, 페인트 소성(baking) 열 사이클(180℃에서 20분 동안)이 샘플에 제공되었으며, 시험은 결과에 직접 반영되는 대로 수행되었다.For some selected conditions, the samples were subjected to a paint baking heat cycle (180° C. for 20 minutes), and the test was performed as reflected directly in the results.

강철 조성물 B 및 C(본 발명에 따르지 않음)Steel compositions B and C (not according to the invention)

비교를 위해 상업적으로 이용 가능한 냉간-성형 가능한 CR590Y980T-DP(강철 조성물 B 및 일반적으로 DP1000 강철로 알려짐)도 본 발명에 따른 강철 블랭크 범위의 강도 수준을 갖기 때문에 시험했다. 또한, 비교를 위해 표준 열간-스탬프 22MnB5 강철 제품(강철 조성물 C)을 시험했다.For comparison, a commercially available cold-formable CR590Y980T-DP (steel composition B and commonly known as DP1000 steel) was also tested as it has strength levels in the range of steel blanks according to the present invention. A standard hot-stamped 22MnB5 steel product (steel composition C) was also tested for comparison.

표 1에, 강철 조성물 A~C의 화학적 성분(중량% 단위)이 명시되어 있다.In Table 1, the chemical composition (in weight %) of the steel compositions A-C is specified.

표 2에, 강철 조성물 A의 변태온도가 제시되어 있다.In Table 2, the transformation temperature of steel composition A is given.

다양한 시험 결과가 표 3 내지 8에 제시되어 있다.The various test results are presented in Tables 3-8.

표 3에, 다양한 냉각 속도(V3)에서 강철 조성물 A에 대해 항복 강도(YS: yield strength), 극한 인장 강도(UTS: ultimate tensile strength), 균일 연신율(UE: uniform elongation) 및 총 연신율(TE: total elongation)이 제시된다. 또한, 표 3은 마르텐사이트(M)와 베이나이트(B)로 이루어진 미세구조를 나타낸다. 표 3에서 740 MPa 초과의 극한 인장 강도가 상이한 냉각 속도(V3)에서 달성되었음을 알 수 있다.In Table 3, the yield strength (YS), ultimate tensile strength (UTS), uniform elongation (UE) and total elongation (TE) for steel composition A at various cooling rates (V3) are: total elongation) is presented. In addition, Table 3 shows the microstructure consisting of martensite (M) and bainite (B). It can be seen from Table 3 that ultimate tensile strengths greater than 740 MPa were achieved at different cooling rates (V3).

표 4에서, 강철 조성물 A에 대해 상이한 냉각 속도(V3) 이후에 얻어진 1.0 mm 두께에서의 굽힘 각도(BA)가 제시된다. 표 4에서 세로(L) 및 가로(T) 방향 모두에서 130° 초과의 높은 굽힘 각도가 달성되었음을 알 수 있다.In Table 4, the bending angle (BA) at 1.0 mm thickness obtained after different cooling rates (V3) for steel composition A is presented. It can be seen from Table 4 that high bending angles of greater than 130° were achieved in both the longitudinal (L) and transverse (T) directions.

표 5에서, 자동차 제조 동안 사용되는 페인트 소성 처리를 시뮬레이션하는 소성 처리 및 열간-스탬핑을 거친 후 강철 조성물 A에 대한 다양한 기계적 특성이 제시되어 있다. 강철 조성물 A를 900℃로 가열하고 5분 동안 담가두었다. 그런 다음 전달 냉각 후 200℃/s의 V3로 냉각되었다. 소성 처리는 180℃에서 20분간 행하였다. 표 5로부터, 강철 조성물 A가 소성 처리를 받은 후에 거의 동일한 최소 수준의 항복 강도(YS), 극한 인장 강도(UTS), 극한 연신율(UE), 총 연신율(TE) 및 굽힘 각도(BA)가 달성된다는 것이 명백할 것이다. 이것은, 페인트 소성 후 자동차 제조에서, 주장된 특성들이 사용 조건에서 보장된다는 것을 의미한다.In Table 5, various mechanical properties are presented for steel composition A after being subjected to a firing treatment and hot-stamping simulating the paint firing treatment used during automobile manufacturing. Steel composition A was heated to 900° C. and soaked for 5 minutes. It was then cooled to V3 at 200°C/s after transfer cooling. The firing treatment was performed at 180° C. for 20 minutes. It can be seen from Table 5 that after the steel composition A was subjected to plastic treatment, approximately the same minimum levels of yield strength (YS), ultimate tensile strength (UTS), ultimate elongation (UE), total elongation (TE) and bending angle (BA) were achieved It will be clear that This means that in automobile manufacturing after paint firing, the claimed properties are guaranteed in the conditions of use.

표 6에는, 강철 조성물 B(DP1000)와 C(22MnB5)의 다양한 기계적 특성이 나타나 있다. 이들 강철 조성물 B 및 C는 강철 조성물 A와 동일한 시험 조건에서 시험했다. 표 4 및 6의 내용을 비교할 때, 본 발명에 따른 강철 부품(강철 조성물 A)이 기존의 냉간-성형 강철 제품 DP1000(강철 조성물 B) 및 기존의 열간-스탬프 강철 제품 22MnB5(강철 조성물 C)와 비교할 때 굽힘성 측면에서 큰 개선을 이루는 것이 즉시 명백해질 것이다.Table 6 shows the various mechanical properties of steel compositions B (DP1000) and C (22MnB5). These steel compositions B and C were tested under the same test conditions as steel composition A. Comparing the contents of Tables 4 and 6, it can be seen that the steel part according to the invention (steel composition A) was compared with the conventional cold-formed steel product DP1000 (steel composition B) and the conventional hot-stamped steel product 22MnB5 (steel composition C). It will be immediately evident that a large improvement in terms of bendability when compared is achieved.

표 7로부터, 본 발명에 따른 강철 부품(강철 조성물 A)의 파괴 인성 파라미터도 DP1000(강철 조성물 B)으로 제조된 블랭크의 파괴 인성 파라미터보다 더 높음이 분명하다.From Table 7, it is clear that the fracture toughness parameter of the steel component according to the invention (steel composition A) is also higher than that of the blank made of DP1000 (steel composition B).

표 8에, 강철 조성물 A와 B의 충격 거동을 제시하고 있다. 표 8에서 강철 조성물 A의 충격 거동이 열간-프레스 조건과 열간 프레스 및 소성 조건 모두에서 DP1000(강철 조성물 B)의 충격 거동보다 우수함을 알 수 있다. 상기 소성 조건은 위에서 설명한 것과 동일하다. 강철 조성물 A의 충격 상자는 시험 후 균열의 징후를 보이지 않은 반면, DP1000(강철 조성물 B)의 충격 상자는 접힌 부분에 심각한 균열을 보였다. 또한, 강철 조성물 A는 더 높은 에너지 흡수 능력을 나타낸다.In Table 8, the impact behaviors of steel compositions A and B are presented. It can be seen from Table 8 that the impact behavior of steel composition A is superior to that of DP1000 (steel composition B) in both hot-press conditions and hot-press and firing conditions. The firing conditions are the same as those described above. The impact box of steel composition A showed no signs of cracking after testing, whereas the impact box of DP1000 (steel composition B) showed severe cracks in the folds. In addition, steel composition A exhibits a higher energy absorption capacity.

유사한 강도의 기존 강철 제품과 비교할 때 본 발명에 따른 열간-스탬프 강철 조성물 A의 높고 개선된 충격 거동은 더 높은 굽힘 각도 및 더 높은 파괴 인성 특성에 기인한다. 이와 관련하여 충격 중에 강철 구성요소가 접힐 필요가 있으며 이는 굽힘성에 의해 결정되는 반면, 파괴 전 에너지 흡수 능력은 파괴 인성 파라미터에 의해 결정된다.The high and improved impact behavior of the hot-stamped steel composition A according to the present invention when compared to conventional steel products of similar strength is due to the higher bending angle and higher fracture toughness properties. In this regard, the steel component needs to fold during impact, which is determined by its bendability, whereas the energy absorption capacity before failure is determined by the fracture toughness parameter.

상기의 관점에서, 본 발명에 따른 강철 제품은 종래에 알려진 냉간-스탬핑 및 열간-스탬프 강철 제품에 비해 상당한 개선을 이룬다는 것이 당업자에게 명백할 것이다.In view of the above, it will be apparent to the person skilled in the art that the steel product according to the present invention constitutes a significant improvement over previously known cold-stamping and hot-stamping steel products.

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Claims (13)

중량% 단위로 하기 조성을 갖는 열간-스탬프 부품을 제조하기 위한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크:
C: < 0.20,
Mn: 0.65 - 3.0,
W: 0.10 - 0.60,
및 선택사항으로 다음으로부터 선택된 하나 이상의 요소:
Si: < 0.10,
Mo: ≤ 0.10,
Al: ≤ 0.10,
Cr: ≤ 0.10,
Cu: ≤ 0.10,
N: ≤ 0.010,
P: ≤ 0.030,
S: ≤ 0.025,
O: ≤ 0.01,
Ti: ≤ 0.02,
V: ≤ 0.15,
Nb: ≤ 0.01,
B: ≤ 0.0005,
나머지는 철과 불가피한 불순물.A steel strip, sheet or blank for producing a hot-stamped part having the composition in weight percent:
C: < 0.20,
Mn: 0.65 - 3.0;
W: 0.10 - 0.60;
and optionally one or more elements selected from:
Si: <0.10;
Mo: ≤ 0.10,
Al: ≤ 0.10,
Cr: ≤ 0.10,
Cu: ≤ 0.10,
N: ≤ 0.010,
P: ≤ 0.030,
S: ≤ 0.025;
O: ≤ 0.01;
Ti: ≤ 0.02,
V: ≤ 0.15,
Nb: ≤ 0.01,
B: ≤ 0.0005,
The rest is iron and inevitable impurities. 제1항에 있어서,
중량% 단위로 하기 조성을 가지는 강철 스트립, 시트 또는 블랭크:
C: 0.05 - 0.18, 바람직하게는 0.07 - 0.16, 및/또는
Mn: 1.00 - 2.50, 바람직하게는 1.20 - 2.20, 및/또는
W: 0.10 - 0.50, 바람직하게는 0.13 - 0.30, 및/또는
Si: ≤ 0.009, 바람직하게는 ≤ 0.005, 및/또는
Al: ≤ 0.05, 바람직하게는 ≤ 0.04
N: 0.001 - 0.008, 바람직하게는 0.002 - 0.005.The method of claim 1,
A steel strip, sheet or blank having the composition in weight percent:
C: 0.05 - 0.18, preferably 0.07 - 0.16, and/or
Mn: 1.00 - 2.50, preferably 1.20 - 2.20, and/or
W: 0.10 - 0.50, preferably 0.13 - 0.30, and/or
Si: ≤ 0.009, preferably ≤ 0.005, and/or
Al: ≤ 0.05, preferably ≤ 0.04
N: 0.001 - 0.008, preferably 0.002 - 0.005. 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 강철 스트립, 시트 또는 블랭크에는 아연계 코팅, 알루미늄계 코팅 또는 유기계 코팅이 제공되는, 강철 스트립, 시트 또는 블랭크. 3. The method of claim 1 or 2,
A steel strip, sheet or blank, wherein said steel strip, sheet or blank is provided with a zinc-based coating, an aluminum-based coating or an organic-based coating. 제3항에 있어서,
상기 아연계 코팅이 0.2 - 5.0 중량% Al, 0.2 - 5.0 중량% Mg, 선택적으로 최대 0.3 중량%의 하나 이상의 추가 원소와, 나머지는 아연 및 불가피한 불순물을 함유하는 코팅인, 강철 스트립, 시트 또는 블랭크. 4. The method of claim 3,
A steel strip, sheet or blank, wherein the zinc-based coating is a coating containing 0.2 - 5.0 weight % Al, 0.2 - 5.0 weight % Mg, optionally up to 0.3 weight % of one or more additional elements with the balance zinc and unavoidable impurities. . 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 의한 강철 스트립, 시트 또는 블랭크로부터 생산되는 열간-스탬프 부품으로서, 상기 부품은 인장 강도가 745 MPa 이상이고, 바람직하게는 1070 MPa 이상이고, 더욱 바람직하게는 1300 MPa 이상이고, 더욱더 바람직하게는 1400 MPa 이상인, 열간-스탬핑으로 제조된 부품. A hot-stamped part produced from a steel strip, sheet or blank according to any one of claims 1 to 4, wherein the part has a tensile strength of at least 745 MPa, preferably at least 1070 MPa, more preferably is at least 1300 MPa, even more preferably at least 1400 MPa. 제5항에 있어서,
상기 부품은 총 연신율(TE)이 5% 이상, 바람직하게는 5.5%, 더 바람직하게는 6% 이상, 가장 바람직하게는 7% 이상이고, 및/또는 1.0 mm 두께의 굽힘 각도(BA)가 78°이상, 바람직하게는 100°이상, 더 바람직하게는 115°이상, 더욱더 바람직하게는 130°이상, 가장 바람직하게는 140°이상인, 열간-스탬프 부품. 6. The method of claim 5,
The part has a total elongation (TE) of at least 5%, preferably at least 5.5%, more preferably at least 6%, most preferably at least 7%, and/or a bending angle (BA) of 78 for a thickness of 1.0 mm ° or more, preferably 100 ° or more, more preferably 115 ° or more, even more preferably 130 ° or more, most preferably 140 ° or more. 제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 부품은 최대 50 체적%의 베이나이트를 포함하고 나머지는 마르텐사이트인 미세구조를 가지며, 상기 미세구조는 바람직하게는 최대 40 체적%의 베이나이트를 포함하고, 더 바람직하게는 상기 미세구조는 최대 30 체적%의 베이나이트를 포함하는, 열간-스탬프 부품. 7. The method of claim 5 or 6,
The part has a microstructure comprising at most 50% by volume of bainite and the balance being martensite, the microstructure preferably comprising at most 40% by volume of bainite, more preferably the microstructure is at most A hot-stamped part comprising 30% by volume of bainite. 차량의 도장 전 차체(body-in-white)의 구조적 부품으로서 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 의해 열간-스탬프 부품의 사용.Use of hot-stamped parts according to any one of claims 5 to 7 as structural parts of the body-in-white of the vehicle before painting. 강철 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 열간-스탬핑에 의해 부품으로 제조하는 방법으로서,
(e) 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따라, 상기 블랭크 또는 상기 블랭크로부터 생산된 미리-형성된 부품을 온도(T1)까지 가열하고, 상기 가열된 블랭크를 시간(t1) 동안 T1에서 유지하는 단계로서, 여기서 T1는 상기 강철의 Ac3 온도보다 높고, 여기서 t1은 최대 10분인, 단계;
(f) 전달 시간(t2) 동안 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 열간-스탬핑 수단에 전달하는 단계로서, 전달 시간(t2) 동안 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품의 온도가 온도(T1)에서 온도(T2)로 감소하고, 상기 전달 시간(t2)은 최대 20초인, 단계;
(g) 상기 가열된 블랭크 또는 미리-형성된 부품을 부품으로 열간-스탬핑 처리하는 단계; 그리고
(d) 상기 열간-스탬핑 수단 내의 상기 부품을 30℃/s 이상의 냉각 속도로 상기 강철의 Mf 온도 미만의 온도까지 냉각하는 단계;
를 포함하는, 방법.A method of manufacturing a steel blank or pre-formed part into a part by hot-stamping, the method comprising:
(e) heating the blank or a pre-formed part produced from the blank according to any one of claims 1 to 3 to a temperature T1 and heating the heated blank at T1 for a time t1 maintaining, wherein T1 is above the Ac3 temperature of the steel, wherein t1 is at most 10 minutes;
(f) transferring the heated blank or pre-formed part to a hot-stamping means during a transfer time t2, wherein the temperature of the heated blank or pre-formed part during the transfer time t2 is a temperature T1 ) to the temperature T2, the transfer time t2 being up to 20 seconds;
(g) hot-stamping the heated blank or pre-formed part into a part; and
(d) cooling the part in the hot-stamping means to a temperature below the Mf temperature of the steel at a cooling rate of at least 30° C./s;
A method comprising 제9항에 있어서,
단계 (a)에서 온도(T1)는 Ac3보다 40 - 100℃ 더 높고 및/또는 온도(T2)는 Ar3보다 높은, 방법.10. The method of claim 9,
The method, wherein in step (a) the temperature (T1) is 40 - 100°C higher than Ac3 and/or the temperature (T2) is higher than Ar3. 제9항 또는 제10항에 있어서,
단계 (a)에서 시간(t1)은 1분 이상 7분 이하이고 및/또는 단계 (b)에서 시간(t2)은 최대 12초이며, 바람직하게는 시간(t2)은 2초와 10초 사이인, 방법. 11. The method of claim 9 or 10,
In step (a) the time t1 is greater than or equal to 1 minute and less than or equal to 7 minutes and/or in step (b) the time t2 is at most 12 seconds, preferably the time t2 is between 2 and 10 seconds. , Way. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
단계 (d)에서 상기 부품은 30 - 150℃/s의 범위, 바람직하게는 30 - 100℃/s의 냉각 속도로 냉각되는, 방법. 12. The method according to any one of claims 9 to 11,
The method, wherein in step (d) the part is cooled with a cooling rate in the range of 30 - 150 °C/s, preferably 30 - 100 °C/s. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 따라 열간-스탬프 하나 이상의 부품 및/또는 제9항 내지 제12항 중 어느 한 항에 의한 방법에 따라 제조된 부품을 포함하는, 차량.A vehicle, comprising at least one hot-stamped part according to any one of claims 5 to 7 and/or a part manufactured according to the method according to any one of claims 9 to 12.
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