WO2018056792A1 - 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법 - Google Patents

내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법 Download PDF

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조열래
조아라
차진호
허시명
서정원
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Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled cold rolled steel sheet having excellent corrosion resistance and spot weldability, a hot forming member, and a method of manufacturing the same.
  • Patent Literature 1 suggests that after heating an Al-Si plated steel sheet at 850 ° C. or higher, the structure of the member is formed of martensite through hot forming and quenching with a press, thereby securing an ultra high tensile strength exceeding 1600 MPa. .
  • corrosion resistance and spot weldability can be secured without a shot blast.
  • Patent Document 1 US Patent No. 6296805
  • One aspect of the present invention is a hot-rolled cold rolled steel sheet, a hot forming member and a hot forming that can secure excellent corrosion resistance and spot weldability without the plating process and shot blast process that can be preferably applied to automobile structural members or reinforcement materials that require impact resistance To provide their manufacturing method.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.1 ⁇ 0.4%, Si: 0.5 ⁇ 2.0%, Mn: 0.01 ⁇ 4.0%, Al: 0.001 ⁇ 0.4%, P: 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.0001 ⁇ 0.02 %, Cr: 0.5% or more but less than 3.0%, N: 0.001% to 0.02%, remaining Fe and other unavoidable impurities, satisfying the following formula (1),
  • the present invention relates to a hot rolled cold rolled steel sheet having excellent corrosion resistance and spot weldability in which a Si-based amorphous oxide layer having a thickness of 1 to 100 nm is continuously or discontinuously formed on a surface thereof.
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element.
  • C 0.1 ⁇ 0.4%
  • Si 0.5 ⁇ 2.0%
  • Mn 0.01 ⁇ 4.0%
  • Al 0.001 ⁇ 0.4%
  • P 0.001 ⁇ 0.05%
  • S 0.0001 to 0.02%
  • Cr 0.5% or more and less than 3.0%
  • N 0.001 to 0.02%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and heating the slab satisfying the following formula (1) to 1000 to 1300 ° C;
  • Continuously annealing the cold rolled steel sheet to satisfy the following formula (2) and formula (3); relates to a method for manufacturing a cold rolled steel sheet for hot forming excellent corrosion resistance and spot welding, including.
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2
  • Equation (2) 1 ⁇ exp [0.07 * DP (I) + (0.6 * Cr + 3 * Si)] ⁇ 100
  • Equation (3) 50 * exp [0.05 * DP (I)-(1.2 * Cr + 6 * Si)] ⁇ 2.5
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (I) in the formula (2) and formula (3) is the dew point temperature at the continuous annealing ( °C).
  • another aspect of the present invention relates to a hot forming member manufactured using a cold rolled steel sheet of the present invention and a method of manufacturing the same.
  • a cold rolled steel sheet for hot forming, a hot forming member which can secure excellent corrosion resistance and spot weldability without a shot blast process for removing oxides formed on a surface during a plating process and a hot forming member manufacture, and There is an effect that can provide their manufacturing method.
  • the tensile strength can be secured to 1000 MPa or more.
  • FIG. 2 (a) is a graph showing the change in the thickness of the Si-based amorphous oxide layer of the cold rolled steel sheet according to the formula (2) value
  • (b) is (Fe, Mn, Cr of the cold rolled steel sheet according to the formula (3) value ) Is a graph showing a change in the thickness of the oxide layer.
  • FIG 3 (a) is a graph showing the change in the thickness of the Si-based amorphous oxide layer of the hot forming member according to the value of equation (4), (b) is a (Fe, Mn) of the hot forming member according to the value of equation (5) , Cr) graph showing changes in the thickness of the oxide layer.
  • Fig. 6 shows the surface layer structure of hot forming member invention example A2.
  • the present inventors recognize that in the case of hot forming non-plated cold rolled steel sheet, the spot weldability cannot be secured due to the oxide layer generated during the heat treatment, and a shot blast process is required to remove it, and it is difficult to secure corrosion resistance. In order to solve this problem, we have studied in depth.
  • the Si-based amorphous oxide layer is formed to a desired thickness, thereby providing excellent corrosion resistance and spot weldability without a plating process and a shot blast process. It was confirmed that it could be ensured and came to complete this invention.
  • Hot-rolled cold rolled steel sheet having excellent corrosion resistance and spot weldability is a weight%, C: 0.1 ⁇ 0.4%, Si: 0.5 ⁇ 2.0%, Mn: 0.01 ⁇ 4.0%, Al: 0.001 ⁇ 0.4% , P: 0.001 to 0.05%, S: 0.0001 to 0.02%, Cr: 0.5% or more and less than 3.0%, N: 0.001 to 0.02%, remaining Fe and other unavoidable impurities, satisfying the following formula (1), A Si-based amorphous oxide layer having a thickness of 1 nm to 100 nm is formed continuously or discontinuously on the surface.
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element.
  • the alloy composition of the hot-rolled cold rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and spot weldability according to an aspect of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each element content is weight%.
  • the C content is less than 0.1%, it is preferable to add 0.1% or more because it is difficult to secure sufficient strength.
  • the content is more than 0.4%, the cold rolled material is too high when cold-rolled and hot rolled material not only greatly inferior to cold rolling property, it is preferably 0.4% or less because it greatly lowers the spot weldability.
  • the upper limit is more preferably 0.35%, and still more preferably 0.3%.
  • Si not only plays an important role in forming the Si-based amorphous oxide layer by concentrating the cold rolled steel sheet on the surface during annealing in the continuous annealing line, but also suppresses the formation of (Fe, Mn, Cr) oxide layer in the hot forming process, thereby making the spot weldability Serves to secure.
  • the lower limit thereof is preferably 0.5%. More preferably, the lower limit is 0.8%.
  • the content is more than 2.0%, there is a problem in that the spot weldability is rather deteriorated by forming a thick Si-based amorphous oxide layer.
  • the Cr and Si not only satisfy each element content, but also satisfy Equation (1): 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2.
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2.
  • the upper limit of the more preferable value of Formula (1) is 3.0, and a still more preferable upper limit is 2.5.
  • Mn not only can secure a solid solution strengthening effect, but also needs to be added to lower the critical cooling rate for securing martensite in the hot forming member.
  • the upper limit is more preferably 3.0%, and still more preferably 2.0%.
  • the Al content is less than 0.001%, the above-described effects are insufficient, and if the content is more than 0.4%, the Ac3 temperature is excessively increased to increase the heating temperature.
  • the upper limit is more preferably 0.2%, and even more preferably 0.1%.
  • P is an impurity, and in order to control the content to less than 0.001%, a large manufacturing cost is incurred, and when the content is more than 0.05%, the weldability of the hot formed member can be greatly reduced.
  • a more preferable upper limit is 0.03%.
  • S is an impurity, and in order to control the content to less than 0.0001%, a large manufacturing cost is incurred, and when the content is more than 0.02%, the ductility, impact characteristics, and weldability of the member are inhibited. More preferably, the upper limit is 0.01%.
  • N is an impurity, in order to control the content to less than 0.001%, a large manufacturing cost is required, and if the content is more than 0.02%, not only is it sensitive to cracking during slab playing, but also the impact property may be deteriorated. More preferably, the upper limit is 0.01%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • it may further include one or more selected from a) and b).
  • Ti, Nb, Zr, and V are effective for improving the strength of the heat treatment member by forming fine precipitates, and for improving residual austenite stabilization and impact toughness by refining grains.
  • the above-mentioned effect may be insufficient when the content thereof (in case two or more are added) means less than 0.001%, and when the content exceeds 0.4%, the effect is saturated and addition of excessive ferroalloy is added. This can lead to a cost increase.
  • B is an element which can not only improve hardenability by addition of a small amount, but also segregates in the old austenite grain boundary and suppresses brittleness of the hot forming member due to grain boundary segregation of P and / or S.
  • the B content is less than 0.0001%, the above-described effects are insufficient, and when the B content is more than 0.01%, the effects are not only saturated, but also may cause hot brittleness during hot rolling.
  • a more preferable upper limit is 0.005%.
  • it may further include one or more selected from c) to e).
  • Mo and W can be added to improve the hardenability, to enhance the strength through the precipitation strengthening effect and to refine the grains. If the content (which means the sum when both Mo and W are added) is less than 0.001%, the above-mentioned effects are insufficient. If the content is more than 1.0%, the effects are not only saturated but there is a problem of cost increase. .
  • Cu may be added as an element which forms fine precipitates and improves strength.
  • Ni is added as needed because it may cause hot brittleness when added alone. However, if the sum of these components is less than 0.005%, the above-mentioned effect may be insufficient, and if it exceeds 2.0%, it may cause excessive cost increase.
  • the Sb and Sn have an effect of suppressing the generation of oxides that may be generated in the hot rolled material surface grain boundary of the steel to which Si is added, thereby suppressing dent defects due to surface layer grain drop during cold annealing. In order to acquire such an effect, it is preferable to add 0.001% or more.
  • the cold rolled steel sheet having excellent corrosion resistance and spot weldability according to an aspect of the present invention not only satisfies the alloy composition described above, but also has to form a Si-based amorphous oxide layer having a thickness of 1 to 100 nm continuously or discontinuously on the surface.
  • the Si amorphous oxide layer is an oxide formed by bonding Si to oxygen, and refers to a layer made of an oxide having an amorphous structure formed by combining Si in the furnace with Si added to the steel to be concentrated in the surface layer during annealing.
  • the Si amorphous oxide layer is a compound resistant to corrosion, and has an effect of improving corrosion resistance and suppressing formation of (Fe, Mn, Cr) oxide layers.
  • the thickness is less than 1 nm, it is difficult to form a sufficient Si amorphous oxide layer after hot forming, so that the effect of improving corrosion resistance is inadequate, and rather, it is difficult to ensure formation of a (Fe, Mn, Cr) oxide layer to ensure sufficient corrosion resistance and good spot weldability. .
  • the thickness is more than 100nm, it is possible to secure sufficient corrosion resistance after hot forming, but it is difficult to secure spot weldability. Therefore, it is preferable that the upper limit of the thickness is 100 nm, a more preferable upper limit is 70 nm, and a still more preferable upper limit is 50 nm.
  • an (Fe, Mn, Cr) oxide layer may be formed on the Si amorphous oxide layer to a thickness of 2.5 ⁇ m or less.
  • the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide layer is greater than 2.5 ⁇ m, a shot blast process is required to remove it in order to secure spot weldability, and it is difficult to secure corrosion resistance.
  • microstructure of the cold rolled steel sheet according to the present invention may include ferrite and cementite. It is not necessary to particularly limit the area fraction, but may be, for example, 50 area% or more.
  • Another aspect of the present invention provides a method for manufacturing a cold rolled steel sheet for hot forming, comprising: heating a slab satisfying the above-described alloy composition to 1000 to 1300 ° C .; Hot rolling the heated slab to a finish rolling temperature of Ar 3 to 1000 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet in a temperature range of Ms exceeding 750 ° C. or less; Cold rolling the wound hot rolled steel sheet to obtain a cold rolled steel sheet; And continuously annealing the cold rolled steel sheet to satisfy the following formulas (2) and (3).
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2
  • Equation (2) 1 ⁇ exp [0.07 * DP (I) + (0.6 * Cr + 3 * Si)] ⁇ 100
  • Equation (3) 50 * exp [0.05 * DP (I)-(1.2 * Cr + 6 * Si)] ⁇ 2.5
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (I) in the formula (2) and formula (3) is the dew point temperature at the continuous annealing ( °C).
  • the slab that satisfies the above-described alloy composition is heated to 1000 to 1300 ° C.
  • the heating temperature is less than 1000 ° C, it is difficult to homogenize the slab structure, and when the heating temperature exceeds 1300 ° C, excessive oxide formation and an increase in manufacturing cost may occur.
  • the heated slab is hot rolled to a finish rolling temperature Ar3 ⁇ 1000 °C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish rolling temperature is less than the Ar3 temperature, abnormal reverse rolling tends to occur, resulting in a mixed structure in the surface layer, and difficulty in controlling the shape of the hot rolled steel sheet.
  • finish rolling temperature exceeds 1000 ° C., grains of the hot rolled steel sheet tend to coarsen.
  • the hot rolled steel sheet is wound in a temperature range of Ms exceeding 750 ° C. or less.
  • the coiling temperature is less than Ms (martensite transformation start temperature)
  • the strength of the hot rolled steel sheet becomes too high, which lowers the cold rolling property.
  • the coiling temperature is higher than 750 ° C., the thickness of the oxide layer may be increased and surface grain boundary oxidation may be caused, and pickling may be inferior, and the surface grain boundary may be dropped during annealing in a continuous annealing furnace.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • pickling before cold rolling can be performed.
  • the cold rolling rate does not need to be particularly limited, but in order to secure a predetermined target thickness, the rolling reduction may be performed at 30 to 80%.
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (I) is a dew point temperature (° C.) during the continuous annealing.
  • Equation (2) 1 ⁇ exp [0.07 * DP (I) + (0.6 * Cr + 3 * Si)] ⁇ 100
  • Equation (2) is to control the thickness of the Si amorphous oxide layer of the cold rolled steel sheet in consideration of the correlation between the Si content, Cr content and the dew point temperature (DP (I)) during continuous annealing.
  • DP (I) dew point temperature
  • Equation (3) 50 * exp [0.05 * DP (I)-(1.2 * Cr + 6 * Si)] ⁇ 2.5
  • Equation (3) is to control the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide layer of the cold rolled steel sheet in consideration of the correlation between the Si content, Cr content and the dew point temperature (DP (I)) during continuous annealing.
  • (b) of FIG. 2 which is a graph showing a change in the thickness of the Si-based amorphous oxide layer of the cold rolled steel sheet according to the value of the formula (3), according to the value of the formula (3) (Fe, Mn, Cr) oxide
  • the thickness of the layer can be controlled.
  • the (Fe, Mn, Cr) oxide layer becomes thick, which not only degrades the appearance of the steel sheet surface, but also causes inferior spot weldability even after hot forming.
  • the continuous annealing can be carried out in a temperature range of 700 ⁇ 900 °C. If the annealing temperature is lower than 700 °C, it is difficult for the rolled structure produced by cold rolling to recover and recrystallize.If it exceeds 900 °C, not only the annealing equipment is deteriorated but also excessive oxide is formed on the surface of the steel sheet. This is because it greatly inhibits.
  • the annealing time may be 1 to 1000 seconds.
  • the dew point temperature is controlled.
  • the annealing time is less than 1 second, it is difficult to obtain the annealing effect. Can be degraded.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing a hot formed member excellent in corrosion resistance and spot weldability is the cold rolled steel sheet produced by the method for producing a cold rolled steel sheet according to the present invention described in the following formula (4) and formula (5)
  • the cold rolled steel sheet manufactured by the method for manufacturing a cold rolled steel sheet according to the present invention described above has a temperature of Ac3 to Ac3 + 150 ° C at a temperature rising rate of 1 to 1000 ° C / sec under the conditions satisfying the following formulas (4) and (5): After heating to the range, it is maintained for 1 to 1000 seconds and heat treated.
  • the temperature increase rate is less than 1 ° C / sec, not only it is difficult to secure enough productivity, but also oxidation is excessively promoted on the surface of the member, and it is difficult to secure sufficient spot weldability. On the other hand, if the temperature increase rate is more than 1000 °C / second, it requires an expensive equipment.
  • the heating temperature is less than Ac3 or the holding time is less than 1 second, not only ferrite not completely transformed into austenite remains, but also ferrite may be additionally generated during the transfer of a blank from a heating furnace to a mold, thereby providing a predetermined strength. There is a problem that is difficult to secure.
  • the heating temperature is higher than Ac3 + 150 °C or the holding time is more than 1000 seconds, there is a problem that it is difficult to secure the spot weldability due to excessive oxide generation on the member surface.
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (II) is a dew point temperature (° C) of the heat treatment step.
  • Equation (4) 2 ⁇ Equation (2) * exp [0.07 * DP (II) + (0.6 * Cr + 1.5 * Si)] ⁇ 2000
  • Equation (4) calculates the thickness of the Si-based amorphous oxide layer of the hot formed member in consideration of the correlation between the Si content, the Cr content, the dew point temperature (DP (I)) during continuous annealing, and the dew point temperature (DP (II)) during the heat treatment step. To control. As shown in (a) of FIG. 3, which is a graph showing a change in the thickness of the Si-based amorphous oxide layer of the hot forming member according to the value of Equation (4), the Si-based amorphous of the hot forming member according to the value of Equation (4) The thickness of the oxide layer can be controlled.
  • the minimum with preferable value of Formula (4) is 2, More preferably, it is 3, More preferably, it is 4.
  • Equation (4) when the value of Equation (4) is more than 2000, there is a problem that the Si-based amorphous oxide layer becomes too thick and it is difficult to ensure good spot weldability.
  • Equation (5) Equation (3) + 50 * exp [0.05 * DP (II)-(0.4 * Cr + 2 * Si)] ⁇ 3
  • Equation (5) is based on the correlation between Si content, Cr content, dew point temperature (DP (I)) during continuous annealing, and dew point temperature (DP (II)) during annealing. This is to control the thickness of the oxide layer.
  • DP (I) dew point temperature
  • DP (II) dew point temperature
  • FIG. 3 which is a graph showing a change in the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide layer of the hot forming member according to the value of equation (5), hot forming according to the value of equation (5)
  • the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide layer of the member can be controlled.
  • the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide is so thick that the surface appearance of the steel sheet is inferior, and the spot weldability is inferior.
  • the heated cold rolled steel sheet After hot forming the heated cold rolled steel sheet, it is cooled at a cooling rate of 10 ⁇ 1000 °C / sec.
  • the cooling stop temperature of the cooling step may be Mf (martensite transformation end temperature) or less. This is because it may be difficult to secure the shape freezing property of the hot formed member when the cooling is stopped and then cooled to room temperature again in excess of Mf.
  • the cooling is stopped between Mf (martensite transformation end temperature) and Ms (martensite transformation start temperature), and then heated again to Ac1 or less to martensite. Tempering and stabilization of residual austenite may also be possible.
  • the hot forming member having excellent corrosion resistance and spot weldability satisfies the alloy composition described above, and a Si amorphous oxide layer having a thickness of 2 nm to 2000 nm is formed continuously or discontinuously on the surface.
  • the thickness of the Si amorphous oxide layer is less than 2 nm, it is difficult to secure sufficient corrosion resistance. Therefore, it is preferable that the minimum of the thickness is 2 nm, More preferably, it is 3 nm, More preferably, it is 3.5 nm.
  • the upper limit of the thickness is 2000 nm, More preferably, it is 1000 nm, More preferably, it is 500 nm.
  • the (Fe, Mn, Cr) oxide layer on the Si amorphous oxide layer may be formed to a thickness of 3 ⁇ m or less.
  • the thickness of the (Fe, Mn, Cr) oxide layer is more than 3 ⁇ m, not only the surface appearance of the steel sheet is inferior, but also a shot blast process is required to remove it in order to secure spot weldability and to ensure corrosion resistance. There is a problem that is difficult to do.
  • the hot forming member may be made of martensite or bainite in order to ensure high strength.
  • the main phase means a phase having the largest area fraction among the various phases constituting the microstructure. It is not necessary to particularly limit the area fraction, but may be, for example, 50 area% or more.
  • the hot forming member may have a tensile strength of 1000MPa or more. By securing a high strength of 1000 MPa or more, it can be preferably applied to automobile structural members or reinforcing materials such as collision resistance is required.
  • the hot forming member may have a spot welding current range of 1.0kA or more. This is because spot weldability is inferior when the spot welding current range is 1.0 kA, and the customer typically requires a spot welding current range of 1.0 kA or more.
  • a 40 mm thick slab having the composition shown in Table 1 was melted in vacuo, heated in a heating furnace at 1200 ° C. for 1 hour, and hot rolled to a finish rolling temperature of 900 ° C. to prepare a final thickness 3 mm hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet was wound at 600 ° C. Subsequently, the hot rolled steel sheet was subjected to cold rolling at a cold rolling reduction rate of 50% after pickling.
  • Equation (1) 1.4 ⁇ 0.4 * Cr + Si ⁇ 3.2
  • Equation (2) 1 ⁇ exp [0.07 * DP (I) + (0.6 * Cr + 3 * Si)] ⁇ 100
  • Equation (3) 50 * exp [0.05 * DP (I)-(1.2 * Cr + 6 * Si)] ⁇ 2.5
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (I) in the formula (2) and formula (3) is the dew point temperature at the continuous annealing ( °C).
  • the hot forming was performed using the cold rolled steel sheet prepared as described above, and the heat treatment conditions at this time were controlled by the dew point temperature (DP (II)) shown in Table 3 below, and then charged into a heating furnace heated to 900 ° C. in advance. It was maintained for a minute, and then air-cooled for 12 seconds, and then hot formed in the mold and then rapidly cooled to room temperature at a cooling rate of 10 ° C./sec or more to obtain a hot formed member.
  • the tensile strength, surface grade, Si amorphous oxide layer thickness, (Fe, Mn, Cr) oxide layer thickness, corrosion resistance, and spot weldability of the hot formed member were measured or evaluated, and are shown in Table 3 below. In addition, the values of the following formulas (4) and (5) were calculated and shown in Table 3 below.
  • Equation (4) 2 ⁇ Equation (2) * exp [0.07 * DP (II) + (0.6 * Cr + 1.5 * Si)] ⁇ 2000
  • Equation (5) Equation (3) + 50 * exp [0.05 * DP (II)-(0.4 * Cr + 2 * Si)] ⁇ 3
  • each element symbol is a value measured by weight percent of each element
  • DP (II) is a dew point temperature (° C) of the heat treatment step.
  • Grade 3 Gray area of more than 30% and less than 70%
  • Grade 2 Gray area above 10% and below 30%
  • Corrosion resistance was averaged by measuring the corrosion depth of three places at 2mm intervals after performing 63 cycles of CCT (Cyclic corrosion test) using salt spray. When the corrosion depth exceeded 1mm, it was determined that the defect (X) was good or less than 1mm (O).
  • the spot weldability was obtained by using the ISO 18278-2 method to obtain a spot welding current range, which was good if the current range was 1.0 kA or more and poor if it was less than 1.0 kA.
  • Inventive steel A which satisfies the formula (1) value of the present invention, showed less than 4 grades under all hot forming heat treatment conditions.
  • Comparative Examples A5 to A6 which satisfies the alloy composition of the present invention but does not satisfy the conditions of the cold rolled steel sheet according to the present invention, can secure corrosion resistance, but cannot obtain spot weldability.
  • the dew point temperature of the 40 mm thick slab having the composition as shown in Table 4 below during continuous annealing of Table 5, the dew point temperature of the heat treatment step of Table 6, and the remaining manufacturing conditions were the same as those of Example 1, and the cold rolled steel sheet and the hot formed member. was prepared.
  • Si amorphous oxide layer thickness and (Fe, Mn, Cr) oxide layer thicknesses of the surface of the cold rolled steel sheet were measured and described in Table 5 below.
  • the measurement and evaluation method was the same as in Example 1.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하고, 표면에 연속적 또는 불연속적으로 1nm ~ 100nm 두께의 Si 비정질 산화층이 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판에 관한 것이다. 식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2 (상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이다.)

Description

내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법
본 발명은 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
열간성형으로 제조된 부재는 최근 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 초고강도화를 통한 내충돌성 향상을 위하여 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있으며, 이에 대한 많은 연구가 행해지고 있다.
대표적인 기술로는 특허문헌 1에 제시된 발명을 들 수 있다.
특허문헌 1에서는 Al-Si 도금강판을 850℃ 이상 가열 후, 프레스로 열간성형 및 급냉을 통해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성함으로써 인장강도가 1600MPa을 넘는 초고강도를 확보할 수 있음을 제시하고 있다. 또한 열처리 중 모재에서 도금층으로 Fe 확산에 의해 형성된 합금화층 및 확산층으로 인해 샷 블래스트(shot blast) 없이도 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있다.
그러나, Al-Si 도금층을 형성해야 하므로 별도의 도금공정이 필요하여 경제성 및 생산성이 떨어지는 문제점이 있다.
한편, 비도금재의 경우 열처리 시 생성되는 산화층으로 인해 점용접성을 확보할 수 없고, 이를 제거하기 위한 shot blast 공정이 반드시 필요할 뿐만 아니라 내식성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.
따라서, 도금 공정 및 샷 블래스트 공정 없이도 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있는 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 미국 등록특허 제6296805호
본 발명의 일 측면은 내충돌성이 요구되는 자동차 구조부재 또는 보강재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 도금 공정 및 샷 블래스트 공정 없이도 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있는 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하고,
표면에 연속적 또는 불연속적으로 1~100nm 두께의 Si계 비정질 산화층이 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판에 관한 것이다.
식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
(상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이다.)
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 마무리 압연온도 Ar3~1000℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Ms초과 750℃이하의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연강판을 하기 식(2) 및 식(3)을 만족하도록 연속소둔하는 단계;를 포함하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
식(2): 1 ≤ exp[0.07*DP(I) + (0.6*Cr + 3*Si)] ≤ 100
식(3): 50*exp[0.05*DP(I) - (1.2*Cr + 6*Si)] ≤ 2.5
(상기 식(1) 내지 식(3)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, 식(2) 및 식(3)에서 DP(I)은 상기 연속소둔 시 이슬점 온도(℃)이다.)
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 본 발명의 냉연강판을 이용하여 제조된 열간성형부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 도금 공정 및 열간성형 부재 제조 시 표면에 형성되는 산화물을 제거하기 위한 샷 블래스트(shot blast) 공정 없이도 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있는 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다. 또한, 인장강도를 1000 MPa 이상으로 확보할 수 있다.
도 1은 식(1)값에 따른 표면등급의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 2에서 (a)는 식(2)값에 따른 냉연강판의 Si계 비정질 산화층의 두께의 변화를 나타낸 그래프이고, (b)는 식(3)값에 따른 냉연강판의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3에서 (a)는 식(4)값에 따른 열간성형부재의 Si계 비정질 산화층의 두께의 변화를 나타낸 그래프이고, (b)는 식(5)값에 따른 열간성형부재의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 4는 냉연강판 발명예 A2의 표층 구조를 나타낸다.
도 5는 냉연강판 발명예 A2의 표층 성분 분포를 나타낸다.
도 6은 열간성형부재 발명예 A2의 표층 구조를 나타낸다.
도 7은 열간성형부재 발명예 A2의 표층 성분 분포를 나타낸다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 열간성형용 비도금 냉연강판의 경우, 열처리시 생성되는 산화층으로 인해 점용접성을 확보할 수 없고, 이를 제거하기 위한 shot blast 공정이 반드시 필요할 뿐만 아니라 내식성을 확보하기 어려운 문제가 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건, 특히 Cr 함량, Si 함량, 이슬점 온도의 상관관계를 정밀하게 제어하여 목표하는 두께로 Si계 비정질 산화층을 형성시킴으로써 도금 공정 및 샷 블래스트 공정 없이도 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판은 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하고, 표면에 연속적 또는 불연속적으로 1nm ~ 100nm 두께의 Si계 비정질 산화층이 형성되어 있다.
식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
(상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이다.)
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C: 0.1~0.4%
C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소로서 적정하게 첨가되어야 한다.
C 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 곤란하기 때문에 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면에 그 함량이 0.4% 초과인 경우에는 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시키기 때문에 0.4% 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.35%이고, 보다 더 바람직한 상한은 0.3% 이다.
Si: 0.5~2.0%
Si는 냉연강판을 연속소둔라인에서 소둔시 표면으로 농화되어 Si계 비정질 산화층을 형성하는 중요한 역할을 할 뿐만 아니라, 열간성형공정에서 (Fe, Mn, Cr) 산화물층 형성을 억제하여 부재의 점용접성을 확보하는 역할을 한다.
Si 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하므로 그 하한은 0.5%인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 하한은 0.8%이다. 반면에, 그 함량이 2.0% 초과인 경우에는 너무 두꺼운 Si계 비정질 산화층을 형성하여 점용접성이 오히려 저하되는 문제점이 있다.
Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만
Cr은 강판의 경화능을 향상시킬 뿐만 아니라, Si과 적절한 반응을 통하여 표층 Si계 비정질 산화물층 형성을 안정적으로 도와주는 역할을 할 수 있다.
Cr 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Cr 함량이 3.0% 이상인 경우에는 그 효과가 포화되고, 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
상기 Cr과 Si은 각 원소함량을 만족할 뿐만 아니라, 식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2을 만족하여야 한다. 도 1에서 확인할 수 있듯이, 식(1)의 값이 1.4 미만인 경우에는 열간성형 후 표면에 균일한 표면 등급을 확보하기 곤란하며, 식(1)의 값이 3.2 초과인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 오히려 제조원가 상승 및 점용접성이 열위해지는 문제점이 있다. 보다 바람직한 식(1)의 값의 상한은 3.0이고, 보다 더 바람직한 상한은 2.5이다.
Mn: 0.01~4.0%
Mn은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 열간성형부재에 있어서 마르텐사이트를 확보하기 위한 임계냉각속도를 낮추기 위하여 첨가될 필요가 있다.
Mn 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Mn 함량이 4.0% 초과인 경우에는 열간성형 공정 전 강판의 강도가 너무 높게 올라가기 때문에 블랭킹 작업이 어려워질 뿐만 아니라 과다한 합금철 첨가에 따른 원가상승 및 점용접성을 열위하게 하는 단점이 있다. 보다 바람직한 상한은 3.0%이고, 보다 더 바람직한 상한은 2.0%이다.
Al: 0.001~0.4%
Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높일 수 있다.
Al 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 그 함량이 0.4% 초과인 경우에는 Ac3 온도가 과다하게 상승하여 가열온도를 높여야 하는 문제점이 있다. 보다 바람직한 상한은 0.2%이고, 보다 더 바람직한 상한은 0.1%이다.
P: 0.001~0.05%
P는 불순물이며, 그 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 그 함량이 0.05% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 용접성을 크게 저하시킬 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.03%이다.
S: 0.0001~0.02%
S는 불순물이며, 그 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 그 함량이 0.02% 초과인 경우에는 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해한다. 보다 바람직한 상한은 0.01%이다.
N: 0.001~0.02%
N은 불순물이며, 그 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 그 함량이 0.02% 초과인 경우에는 슬라브 연주 시 크랙발생에 민감해질 뿐만 아니라, 충격특성이 나빠질 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.01%이다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이때, 하기 a) 및 b) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.
a) Ti, Nb, Zr 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.4%
Ti, Nb, Zr 및 V은 미세 석출물 형성으로 열처리 부재의 강도 향상과, 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트 안정화 및 충격인성 향상에 효과가 있다. 그 함량(2종 이상이 추가된 경우에는 그들의 합계를 의미함)이 0.001% 이하에서는 상술한 효과가 불충분할 수 있으며, 그 함량이 0.4%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다한 합금철 첨가에 따른 원가상승을 초래할 수 있다.
b) B: 0.0001~0.01%
B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 및/또는 S의 입계 편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다.
B 함량이 0.0001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.01%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연시 열간 취성을 초래할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.005%이다.
또한, 하기 c) 내지 e) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.
c) Mo 및 W에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
Mo 및 W은 경화능 향상과, 석출강화 효과를 통한 강도향상 및 결정립 미세화를 위하여 첨가할 수 있다. 그 함량(Mo 및 W가 모두 첨가된 경우에는 그 합계를 의미함)이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 1.0% 초과인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 비용상승의 문제가 있다.
d) Cu와 Ni 함량의 합: 0.005~2.0%
Cu는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 향상시키는 원소로서 첨가될 수 있다. 또한 Ni은 Cu 단독으로 첨가될 때 열간 취성을 초래할 수 있으므로 필요에 따라 첨가된다. 그러나 이들 성분의 합이 0.005% 미만에서는 상술한 효과가 불충분할 수 있고, 2.0%를 초과하면 과다한 비용 상승을 초래할 수 있다.
e) Sb 및 Sn에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
상기 Sb와 Sn은 Si이 첨가된 강재의 열연재 표층 결정립계에 생성될 수 있는 산화물 생성을 억제하는 효과를 가져, 냉연재 소둔시 표층 결정립계 탈락에 의한 덴트(dent) 결함을 억제할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
반면에, 그 함량(Sb 및 Sn이 모두 첨가된 경우에는 그 합계를 의미함)이 1.0%를 초과하면 과다한 비용상승뿐만 아니라 슬라브 입계에 고용되어 열간압연 시 코일 에지(edge) 크랙을 유발시킬 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판은 상술한 합금조성을 만족할 뿐만 아니라, 표면에 연속적 또는 불연속적으로 1 ~ 100nm 두께의 Si계 비정질 산화층이 형성되어 있어야 한다.
Si 비정질 산화층은 Si이 산소와 결합하여 생성되는 산화물로서 강재에 첨가된 Si이 소둔 중 표층에 농화되어 로 내에 있는 산소와 결합하여 생성되는 비정질 구조를 갖는 산화물로 이루어진 층을 의미한다. Si 비정질 산화층은 부식에 강한 화합물로서 내식성 향상 효과 및 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 형성을 억제하는 효과가 있다.
그 두께가 1nm 미만인 경우에는 열간성형 후 충분한 Si 비정질 산화층이 형성되기 어려워 내식성 향상 효과가 미비하고, 오히려 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 형성을 조장하여 충분한 내식성 및 양호한 점용접성을 확보하기 어렵다.
반면에 그 두께가 100nm 초과인 경우에는 열간성형 후 충분한 내식성 확보는 가능하나, 점용접성을 확보하기 어렵다. 따라서 그 두께의 상한은 100nm인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 상한은 70nm이고, 보다 더 바람직한 상한은 50nm이다.
이때, 상기 Si 비정질 산화층 상에 (Fe, Mn, Cr) 산화물층이 2.5㎛ 이하의 두께로 형성될 수 있다.
(Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께가 2.5㎛ 초과인 경우에는 점용접성 확보를 위하여 이를 제거하기 위한 샷 블라스트(shot blast) 공정이 필요하고 내식성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.
또한, 상기 본 발명에 따른 냉연강판의 미세조직은 페라이트 및 세멘타이트를 포함할 수 있다. 특별히 그 면적분율을 한정할 필요는 없으나, 예를 들어 50면적% 이상일 수 있다.
상기 냉연강판을 열간성형 부재를 제조하기 위하여 블랭크(blank)를 만들 때 그 강도가 너무 높으면 금형 마모가 쉽게 발생하기 때문이다. 그러나, 이를 고려하지 않는 경우에는 베이나이트, 마르텐사이트 등을 포함할 수 있으며 이를 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 열간성형용 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 열간성형용 냉연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연온도 Ar3~1000℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Ms초과 750℃이하의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 하기 식(2) 및 식(3)을 만족하도록 연속소둔하는 단계;를 포함한다.
식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
식(2): 1 ≤ exp[0.07*DP(I) + (0.6*Cr + 3*Si)] ≤ 100
식(3): 50*exp[0.05*DP(I) - (1.2*Cr + 6*Si)] ≤ 2.5
(상기 식(1) 내지 식(3)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, 식(2) 및 식(3)에서 DP(I)은 상기 연속소둔 시 이슬점 온도(℃)이다.)
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열한다.
상기 가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 슬라브 조직을 균질화하기 어렵고, 1300℃를 초과하면 과다한 산화물 형성 및 제조비용 상승이 발생할 수 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 마무리 압연온도 Ar3~1000℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 압연온도가 Ar3 온도 미만인 경우에는 이상역 압연이 되기 쉬어 표층에 혼립 조직이 발생하고, 열연강판의 형상 제어에 어려움이 있다. 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하게 되면 열연강판의 결정립이 조대화가 되기 쉽다.
권취 단계
상기 열연강판을 Ms초과 750℃이하의 온도범위에서 권취한다.
권취온도가 Ms(마르텐사이트 변태개시 온도)이하인 경우에는 열연강판의 강도가 너무 높게 되어 냉간압연성을 저하시킨다. 권취온도가 750℃ 초과인 경우에는 산화층의 두께가 증가 및 표층 입계산화를 야기시켜 산세성이 열위해질 뿐만 아니라 연속소둔로에서 소둔시 표층 입계 탈락을 야기시키는 문제점이 발생할 수 있다.
냉간압연 단계
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 보다 정밀한 강판 두께 제어를 위함이며, 냉간압연 전 산세를 실시할 수 있다.
이때, 상기 냉간압연의 압하율은 특별히 한정할 필요는 없으나, 소정의 목표 두께를 확보하기 위하여 압하율 30~80%로 행할 수 있다.
연속소둔 단계
상기 냉연강판을 하기 식(2) 및 식(3)을 만족하도록 연속소둔한다. 하기 식(2) 및 식(3)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, DP(I)은 상기 연속소둔 시 이슬점 온도(℃)이다.
식(2): 1 ≤ exp[0.07*DP(I) + (0.6*Cr + 3*Si)] ≤ 100
식(2)는 Si 함량, Cr 함량 및 연속소둔시 이슬점 온도(DP(I))의 상관관계를 고려하여 냉연강판의 Si 비정질 산화층의 두께를 제어하기 위함이다. 식(2)의 값에 따른 냉연강판의 Si 비정질 산화층의 두께의 변화를 나타낸 그래프인 도 2의 (a)에서 확인할 수 있듯이, 식(2)의 값에 따라 Si 비정질 산화층의 두께를 제어할 수 있다.
상기 식(2)의 값이 1 미만인 경우에는 표면에 충분한 두께의 Si 비정질 산화층을 확보할 수 없어 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 형성을 억제하기 어려우며, 별도의 도금 공정이나 shot blast 공정 없이는 우수한 점용접성 및 내식성을 확보할 수 없는 문제점이 있다.
상기 식(2)의 값이 100 초과인 경우에는 Si 비정질 산화층이 너무 두꺼워져 점용접성을 양호하게 확보하기 어려운 문제점이 있다.
식(3): 50*exp[0.05*DP(I) - (1.2*Cr + 6*Si)] ≤ 2.5
식(3)은 Si 함량, Cr 함량 및 연속소둔시 이슬점 온도(DP(I))의 상관관계를 고려하여 냉연강판의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께를 제어하기 위함이다. 식(3)의 값에 따른 냉연강판의 Si계 비정질 산화층의 두께의 변화를 나타낸 그래프인 도 2의 (b)에서 확인할 수 있듯이, 식(3)의 값에 따라 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께를 제어할 수 있다.
식(3)의 값이 2.5 초과인 경우에는 (Fe, Mn, Cr) 산화물층이 두꺼워져 강판 표면 외관을 열위하게 할 뿐만 아니라, 열간성형 후에도 점용접성을 열위하게 하는 문제점이 있다.
이때, 상기 연속소둔은 700~900℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 소둔온도가 700℃ 미만에서는 냉간압연에 의해 생성된 압연조직이 회복 및 재결정이 일어나기 어려우며, 900℃를 초과하는 경우에는 소둔 설비를 열화시킬 뿐만 아니라 강판 표층에 과도한 산화물이 형성되어 열간성형 후 점용접성을 크게 저해하기 때문이다.
또한, 소둔시간은 1~1000초일 수 있다. 본 발명에서는 연속소둔을 실시하기 때문에 소둔시간을 크게 제어하기는 어려우므로 이슬점 온도를 제어하고 있으며, 소둔시간이 1초 미만인 경우에는 소둔 효과를 얻기 어렵고, 소둔시간이 1000초 초과인 경우에는 생산성이 저하될 수 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재의 제조방법은 상술한 본 발명에 따른 냉연강판의 제조방법에 의해 제조된 냉연강판을 하기 식(4) 및 식(5)를 만족하는 조건에서 1~1000℃/초의 승온속도로 Ac3 ~ Ac3+150℃의 온도범위까지 가열한 후, 1~1000초간 유지하는 열처리단계; 및 상기 가열된 냉연강판을 열간성형한 후, 10~1000℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
열처리단계
상술한 본 발명에 따른 냉연강판의 제조방법에 의해 제조된 냉연강판을 하기 식(4) 및 식(5)를 만족하는 조건에서 1~1000℃/초의 승온속도로 Ac3 ~ Ac3+150℃의 온도범위까지 가열한 후, 1~1000초간 유지하여 열처리한다.
승온속도가 1℃/초 미만인 경우에는 생산성을 충분히 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 부재 표면에 산화가 과다하게 촉진되어 충분한 점용접성을 확보하기 어렵다. 반면에 승온속도가 1000℃/초 초과인 경우에는 과다한 비용이 드는 설비를 필요로 한다.
가열온도가 Ac3 미만이거나 유지시간이 1초 미만인 경우에는 오스테나이트로 완전히 변태되지 않은 페라이트가 잔존할 뿐만 아니라, 블랭크(blank)를 가열로에서 금형으로 이송 도중 페라이트가 추가적으로 생성될 수 있어 소정의 강도를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 가열온도가 Ac3+150℃ 초과이거나 유지시간이 1000초 초과인 경우에는 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.
하기 식(4) 및 식(5)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, DP(II)는 상기 열처리단계의 이슬점 온도(℃)이다.
식(4): 2 ≤ 식(2)*exp[0.07*DP(II) + (0.6*Cr + 1.5*Si)] ≤ 2000
식(4)는 Si 함량, Cr 함량, 연속소둔 시 이슬점 온도(DP(I)) 및 열처리단계 이슬점 온도(DP(II))의 상관관계를 고려하여 열간성형부재의 Si계 비정질 산화층의 두께를 제어하기 위함이다. 식(4)의 값에 따른 열간성형부재의 Si계 비정질 산화층의 두께의 변화를 나타낸 그래프인 도 3의 (a)에서 확인할 수 있듯이, 식(4)의 값에 따라 열간성형부재의 Si계 비정질 산화층의 두께를 제어할 수 있다.
상기 식(4)의 값이 2 미만인 경우에는 표면에 충분한 두께의 Si계 비정질 산화층을 확보할 수 없어 양호한 내식성을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서, 식(4)의 값의 바람직한 하한은 2이며, 보다 바람직하게는 3, 보다 더 바람직하게는 4이다.
반면에, 상기 식(4)의 값이 2000 초과인 경우에는 Si계 비정질 산화층이 너무 두꺼워져 점용접성을 양호하게 확보하기 어려운 문제점이 있다.
식(5): 식(3) + 50*exp[0.05*DP(II) - (0.4*Cr + 2*Si)] ≤ 3
식(5)는 Si 함량, Cr 함량, 연속소둔시 이슬점 온도(DP(I)) 및 열처리단계 이슬점 온도(DP(II))의 상관관계를 고려하여 열간성형부재의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께를 제어하기 위함이다. 식(5)의 값에 따른 열간성형부재의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께의 변화를 나타낸 그래프인 도 3의 (b)에서 확인할 수 있듯이, 식(5)의 값에 따라 열간성형부재의 (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께를 제어할 수 있다.
식(5)의 값이 3 초과에서는 (Fe, Mn, Cr) 산화물의 두께가 두꺼워 강판 표면 외관을 열위하게 할 뿐만 아니라, 점용접성이 열위해지는 문제점이 있다.
열간성형 및 냉각 단계
상기 가열된 냉연강판을 열간성형한 후, 10~1000℃/초의 냉각속도로 냉각한다.
상기 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 원치 않는 페라이트가 형성되어 인장강도 1000MPa 이상을 확보하기 어렵다. 반면에 냉각속도를 1000℃/s 초과로 제어하기 위해서는 고가의 특별한 냉각설비가 필요하다.
이때, 상기 냉각하는 단계의 냉각정지온도는 Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)이하일 수 있다. Mf 초과에서 냉각을 정지한 후 다시 상온까지 냉각할 경우 열간성형 부재의 형상동결성을 확보하기 어려울 수 있기 때문이다.
다만, 열간성형 부재에서 보다 우수한 연신율과 충격특성을 확보하기 위하여 Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)와 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 사이에서 냉각을 정지한 후, Ac1 이하로 다시 가열하여 마르텐사이트를 템퍼링을 시키고 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수도 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재는 상술한 합금조성을 만족하고, 표면에 연속적 또는 불연속적으로 2nm ~ 2000nm 두께의 Si 비정질 산화층이 형성되어 있다.
Si 비정질 산화층의 두께가 2nm 미만인 경우에는 충분한 내식성을 확보하기 어렵다. 따라서 그 두께의 하한은 2nm인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 3nm, 보다 더 바람직하게는 3.5nm이다.
반면에, 2000nm 초과인 경우에는 충분한 내식성을 확보할 수는 있으나, 양호한 점용접성을 확보하기 어렵다. 따라서 그 두께의 상한은 2000nm인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1000nm이고, 보다 더 바람직하게는 500nm이다.
이때, 상기 Si 비정질 산화층 상에 (Fe, Mn, Cr) 산화물층이 3㎛이하의 두께로 형성되어 있을 수 있다.
(Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께가 3㎛ 초과인 경우에는 강판 표면 외관을 열위하게 할 뿐만 아니라, 점용접성 확보를 위하여 이를 제거하기 위한 샷 블라스트(shot blast) 공정이 필요하고 내식성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.
또한, 상기 열간성형부재는 고강도를 확보하기 위해서 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 할 수 있다. 여기서 주상이란 미세조직을 이루는 여러 상(phase) 중에서 가장 큰 면적분율을 갖는 상을 의미한다. 특별히 그 면적분율을 한정할 필요는 없으나, 예를 들어 50면적% 이상일 수 있다.
한편, 상기 열간성형부재는 1000MPa 이상의 인장강도를 갖을 수 있다. 1000MPa 이상의 고강도를 확보함으로써 내충돌성이 요구되는 자동차 구조부재 또는 보강재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
또한, 상기 열간성형부재는 점용접 전류범위가 1.0kA 이상일 수 있다. 점용접 전류범위가 1.0kA이면 점용접성이 열위하고, 통상적으로 고객사에서 1.0kA 이상의 점용접 전류범위를 요구하고 있기 때문이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 두께 40mm 슬라브를 진공 용해하고, 가열로에서 1200℃, 1시간 동안 가열한 후 마무리 압연온도 900℃로 열간압연하여 최종 두께 3mm 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 600℃에서 권취하였다. 이어 상기 열연강판을 산세 후 냉간압하율 50%로 냉간압연을 실시하였다.
상기와 같이 제조된 냉연강판을 이용하여 하기 표 2에서와 같이 소둔온도 780℃에서 이슬점 온도 조건(DP(I))을 달리하여 연속소둔을 실시하였다. 연속소둔 후 냉연강판 표면의 Si 비정질 산화층 두께 및 (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께를 측정하여 하기 표 2에 기재하였다. 또한, 하기 식(1) 내지 식(3)의 값을 계산하여 하기 표 3에 기재하였다.
식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
식(2): 1 ≤ exp[0.07*DP(I) + (0.6*Cr + 3*Si)] ≤ 100
식(3): 50*exp[0.05*DP(I) - (1.2*Cr + 6*Si)] ≤ 2.5
(상기 식(1) 내지 식(3)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, 식(2) 및 식(3)에서 DP(I)은 상기 연속소둔 시 이슬점 온도(℃)이다.)
Si 비정질 산화층 두께 및 (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께는 투과전자현미경(TEM) 및 EPMA기기를 이용하여 3군데 측정 후 평균한 결과치를 나타내었다. 도 4와 5는 발명예 A2의 대표적인 표층 구조 및 성분 분포를 나타낸다. 발명예 A1~A4는 식(2)와 식(3)을 만족하는 반면, 비교예 A5~A6 및 B1~B5는 식(2) 또는 식(3)을 만족하지 않는다.
상기와 같이 제조된 냉연강판을 이용하여 열간성형을 실시하였으며, 이 때의 열처리 조건은 하기 표 3에 기재된 이슬점 온도(DP(II))로 제어하여 미리 900℃로 가열된 가열로에 장입 후 6분간 유지하였으며, 이어서 12초간 공냉 후 금형에서 열간성형 후 10℃/초 이상의 냉각속도로 상온까지 급냉하여 열간성형부재를 얻었다. 상기 열간성형 부재의 인장강도, 표면등급, Si 비정질 산화층 두께, (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께, 내식성 및 점용접성을 측정 또는 평가하여 하기 표 3에 기재하였다. 또한, 하기 식(4) 및 식(5)의 값을 계산하여 하기 표 3에 기재하였다.
식(4): 2 ≤ 식(2)*exp[0.07*DP(II) + (0.6*Cr + 1.5*Si)] ≤ 2000
식(5): 식(3) + 50*exp[0.05*DP(II) - (0.4*Cr + 2*Si)] ≤ 3
(상기 식(4) 및 식(5)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, DP(II)는 상기 열처리단계의 이슬점 온도(℃)이다.)
인장강도는 상기 열간성형부재로부터 ASTM E8 인장시편을 채취하여 측정하였으며, Si 비정질 산화층 두께 및 (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께는 투과전자현미경(TEM) 및 EPMA기기를 이용하여 3군데 측정 후 평균한 결과치를 나타내었다. 열간성형 후 대표적인 발명예 A2-1의 표층 구조 및 성분 분포는 도6과 7에 나타내었다.
표면등급은 shot blast 없는 표면을 육안으로 평가하였다. 즉, 부재 표면이 두꺼운 산화층으로 구성되어 있어 표면 색깔이 짙은 회색으로 보이는 경우와 얇은 산화층으로 구성되어 표면 색깔이 노랑색 또는 금색으로 보이는 경우의 면적율을 계산하여 아래와 같이 평가하였다.
5등급: 회색 표면의 면적율이 90% 초과
4등급: 회색 표면의 면적율이 70% 초과 90% 이하
3등급: 회색 표면의 면적율이 30% 초과 70% 이하
2등급: 회색 표면의 면적율이 10% 초과 30% 이하
1등급: 회색 표면의 면적율이 10% 이하
내식성은 열간성형부재를 salt spray를 이용하여 CCT (Cyclic corrosion test)를 63회 실시한 후 부식 깊이를 2mm 간격으로 3 군데 측정하여 평균하였다. 상기 부식 깊이가 1mm를 초과한 경우 불량(X), 1mm이하인 경우 양호로(O) 판단하였다.
점용접성은 ISO 18278-2 방법을 이용하여 점용접 전류범위를 구하여 전류범위가 1.0kA 이상이면 양호, 1.0kA 미만이면 불량으로 하였다.
강종 화학성분(중량 %) 비고
C Si Mn P S Al Cr Ti B N 기타 식(1)
A 0.20 1.18 0.21 0.010 0.002 0.03 2.00 0.03 0.0025 0.004 - 1.98 발명강
B 0.21 0.28 1.19 0.014 0.005 0.03 0.24 0.03 0.0024 0.004 - 0.37 비교강
C 0.22 0.58 1.27 0.015 0.005 0.05 0.62 0.04 0.0019 0.003 - 0.83 비교강
강종 구분 냉연강판 비고
DP(I)(℃) 비정질 두께(nm) 산화물 두께(㎛) 식(2) 식(3)
A A1 -50 2.7 0.0003 3.5 0.0003 발명예
A2 -30 16.5 0.004 14.0 0.001 발명예
A3 -20 25.7 0.005 28.2 0.001 발명예
A4 -10 65.7 0.005 56.8 0.002 발명예
A5 0 120.1 0.006 114.4 0.004 비교예
A6 10 198.7 0.008 230.4 0.006 비교예
B B1 -40 0.2 0.7 0.2 0.9 비교예
B2 -30 0.4 1.3 0.3 1.6 비교예
B3 -20 0.5 2.4 0.7 2.6 비교예
B4 -10 1.5 3.8 1.3 4.2 비교예
B5 0 1.0 9.2 2.7 7.0 비교예
C C1 30 58.0 2.8 67.5 3.3 비교예
DP(I): 연속소둔 시 이슬점 온도 (℃)비정질: Si 비정질 산화층산화물: (Fe, Mn, Cr) 산화물층
냉연강판 구분 열간성형부재 비고
DP(II)(℃) 인장강도(MPa) 표면등급 비정질두께(nm) 산화물두께(㎛) 식(4) 식(5) 내식성 점용접범위(kA)
A1 A1-1 -40 1513 1.9 3.8 0.32 4.1 0.29 ○ 2.6 발명예
A1-2 -60 1513 1.0 1.8 0.17 1.0 0.11 X 2.8 비교예
A1-3 20 1513 3.0 251.0 5.8 273.1 5.8 ○ 0 비교예
A2 A2-1 -30 1504 1.8 27.5 0.64 33.45 0.47 ○ 1.8 발명예
A3 A3-1 -20 1527 1.8 105.6 0.78 135.64 0.78 ○ 1.4 발명예
A4 A4-1 -10 1498 1.8 504.8 1.13 550.04 1.29 ○ 1.2 발명예
A5 A5-1 0 1517 1.3 2276.8 1.84 2230.54 2.12 ○ 0.4 비교예
A6 A6-1 10 1508 1.3 8724.1 3.87 9045.29 3.50 ○ 0.2 비교예
B1 B1-1 0 1534 5.0 0.3 23.5 0.28 27.1 X 0.2 비교예
B2 B2-1 0 1528 5.0 0.5 25.1 0.57 27.8 X 0 비교예
B3 B3-1 0 1543 5.0 1.3 26.2 1.14 28.8 X 0 비교예
B4 B4-1 0 1527 5.0 2.5 27.1 2.29 30.5 ○ 0 비교예
B5 B5-1 0 1515 5.0 4.3 31.5 4.62 33.3 ○ 0 비교예
C1 C1-1 0 1575 4.0 250.0 14.5 233.7 15.5 ○ 0 비교예
DP(II): 열처리단계 이슬점 온도 (℃)비정질: Si 비정질 산화층산화물: (Fe, Mn, Cr) 산화물층
본 발명의 식(1)값을 만족하는 발명강 A의 경우 모든 열간성형 열처리 조건에서 4 등급 미만을 보였다.
반면에 Si, Cr 및 식(1)의 값을 만족하지 못하는 비교강 B의 경우 어떤 열간성형 열처리 조건에서도 표면 등급이 5등급으로 표면특성이 열위하였다. 각 원소 함량의 범위는 본 발명 범위를 만족하나, 식(1)의 값을 만족하지 못하는 비교강 C의 경우에도 표면 등급이 4등급으로 표면특성이 열위하였다.
또한, 발명예 A1~A4로는 내식성 및 점용접성을 모두 확보할 수 있는 열간성형부재를 제조할 수 있었다.
반면에, 본 발명의 합금조성을 만족하나 본 발명에 따른 냉연강판의 조건을 만족하지 못하는 비교예 A5~A6는 내식성은 확보가 가능한 반면, 점용접성은 확보할 수 없었다.
또한, A1-2의 경우, 본 발명에 따른 냉연강판의 조건은 만족하였으나, 식(4)의 값이 2 미만으로 열간성형부재의 내식성이 열위하였다. A1-3의 경우, 본 발명에 따른 냉연강판의 조건은 만족하였으나, 식(5)의 값이 3 초과로 열간성형부재의 점용접성이 열위하였다.
( 실시예 2)
본 발명의 범위 내에서 1000MPa 이상의 인장강도, 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있음을 보다 명확히 확인하기 위하여 추가 실험을 행하였다.
하기 표 4와 같은 조성을 갖는 두께 40mm 슬라브를 하기 표 5의 연속소둔 시 이슬점 온도, 하기 표 6의 열처리단계 이슬점 온도 및 나머지 제조조건은 상기 실시예 1과 동일한 조건으로 하여, 냉연강판 및 열간성형부재를 제조하였다.
상기 냉연강판의 표면의 Si 비정질 산화층 두께 및 (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께를 측정하여 하기 표 5에 기재하였으며,
상기 열간성형부재의 인장강도, 표면등급, Si 비정질 산화층 두께, (Fe, Mn, Cr) 산화물층 두께, 내식성 및 점용접성을 측정 또는 평가하여 하기 표 6에 기재하였다.
측정 및 평가방법은 실시예 1과 동일하게 하였다.
강종 화학성분 (중량 %) 비고
C Si Mn P S Al Cr Ti B N 기타 식(1)
D 0.19 1.24 3.0 0.0070 0.0025 0.035 1.21 - - 0.0040 - 1.72 발명강
E 0.21 1.21 0.06 0.0071 0.0025 0.028 2.09 0.030 0.0025 0.0040 Nb:0.03 2.05 발명강
F 0.21 1.24 0.22 0.0110 0.0025 0.034 2.03 0.033 0.0027 0.0041 Ni:0.15Cu:0.51 2.05 발명강
G 0.21 1.18 0.80 0.0071 0.0025 0.024 0.79 0.030 0.0025 0.0040 Mo:0.15 1.50 발명강
H 0.21 1.64 0.46 0.0074 0.0024 0.035 1.15 0.030 0.0025 0.0040 V:0.05 2.10 발명강
I 0.21 1.17 0.81 0.0073 0.0025 0.027 0.80 0.030 0.0025 0.0040 Sb:0.03 1.49 발명강
J 0.21 1.13 0.68 0.0086 0.0028 0.025 0.76 0.030 0.0027 0.0038 Sn:0.03 1.43 발명강
K 0.21 1.15 0.92 0.0113 0.0017 0.054 0.85 0.030 0.0026 0.0024 W:0.03 1.49 발명강
강종 구분 냉연강판 비고
DP(I) (℃) 비정질 두께(nm) 산화물 두께(㎛) 식(2) 식(3)
D D1 -30 13.4 0.004 10.44 0.002 발명예
E E1 -30 14.7 0.003 16.18 0.001 발명예
F F1 -30 18.9 0.001 17.08 0.001 발명예
G G1 -30 8.1 0.006 6.79 0.004 발명예
H H1 -30 27.6 0.001 33.45 0.000 발명예
I I1 -30 4.5 0.004 6.60 0.004 발명예
J J1 -30 4.3 0.005 5.73 0.005 발명예
K K1 -30 4.8 0.005 6.42 0.004 발명예
DP(I): 연속소둔 시 이슬점 온도 (℃)비정질: Si계 비정질 산화층의 두께산화물: (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께
냉연강판 구분 열간성형 부재 비고
DP(II) (℃) 인장강도(MPa) 표면등급 비정질두께(nm) 산화물두께(㎛) 식(4) 식(5) 내식성 점용접범위(kA)
D1 D1-1 -10 1564 2.8 52.4 1.46 68.85 1.57 ○ 1.8 발명예
E1 E1-1 -10 1506 1.8 158.2 1.85 172.95 1.17 ○ 1.6 발명예
F1 F1-1 -10 1529 1.50 194.6 1.34 184.20 1.13 ○ 1.6 발명예
G1 G1-1 -10 1535 3.5 45.1 2.65 31.87 2.09 ○ 2.2 발명예
H1 H1-1 -10 1487 1.5 351.2 1.30 387.61 0.72 ○ 1.4 발명예
I1 I1-1 -10 1495 3.8 41.6 2.45 30.72 2.13 ○ 2.2 발명예
J1 J1-1 -10 1474 3.7 38.7 2.87 24.46 2.34 ○ 2.4 발명예
K1 K1-1 -10 1513 3.4 28.1 2.49 29.81 2.17 ○ 2.4 발명예
DP(II): 열처리단계 이슬점 온도 (℃)비정질: Si계 비정질 산화층의 두께산화물: (Fe, Mn, Cr) 산화물층의 두께
상기 표 6에서 확인할 수 있듯이, 발명예 D1-1 내지 K1-1는 모두 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하여 우수한 내식성 및 점용접성을 확보할 수 있었다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (20)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하고,
    표면에 연속적 또는 불연속적으로 1nm ~ 100nm 두께의 Si 비정질 산화층이 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판.
    식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
    (상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Si 비정질 산화층 상에 (Fe, Mn, Cr) 산화물층이 2.5㎛ 이하의 두께로 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 중량%로, 하기 a) 및 b) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판.
    a) Ti, Nb, Zr 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.4%
    b) B: 0.0001~0.01%
  4. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 중량%로, 하기 c) 내지 e) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판.
    c) Mo 및 W에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
    d) Cu와 Ni 함량의 합: 0.005~2.0%
    e) Sb 및 Sn에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
  5. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 미세조직은 페라이트 및 세멘타이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판.
  6. 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 압연온도 Ar3~1000℃로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ms초과 750℃이하의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 하기 식(2) 및 식(3)을 만족하도록 연속소둔하는 단계;를 포함하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법.
    식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
    식(2): 1 ≤ exp[0.07*DP(I) + (0.6*Cr + 3*Si)] ≤ 100
    식(3): 50*exp[0.05*DP(I) - (1.2*Cr + 6*Si)] ≤ 2.5
    (상기 식(1) 내지 식(3)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, 식(2) 및 식(3)에서 DP(I)은 상기 연속소둔 시 이슬점 온도(℃)이다.)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, 하기 a) 및 b) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법.
    a) Ti, Nb, Zr 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.4%
    b) B: 0.0001~0.01%
  8. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, 하기 c) 내지 e) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법.
    c) Mo 및 W에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
    d) Cu와 Ni 함량의 합: 0.005~2.0%
    e) Sb 및 Sn에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
  9. 제6항에 있어서,
    상기 냉간압연은 압하율 30~80%로 행하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 연속소둔은 700~900℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판의 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 0.5~2.0%, Mn: 0.01~4.0%, Al: 0.001~0.4%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Cr: 0.5% 이상 3.0% 미만, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식(1)을 만족하고,
    표면에 연속적 또는 불연속적으로 2nm ~ 2000nm 두께의 Si 비정질 산화층이 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
    식(1): 1.4 ≤ 0.4*Cr + Si ≤ 3.2
    (상기 식(1)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이다.)
  12. 제11항에 있어서,
    상기 Si 비정질 산화층 상에 (Fe, Mn, Cr) 산화물층이 3㎛이하의 두께로 형성되어 있는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형부재는 중량%로, 하기 a) 및 b) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
    a) Ti, Nb, Zr 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.4%
    b) B: 0.0001~0.01%
  14. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형부재는 중량%로, 하기 c) 내지 e) 중에서 선택된 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
    c) Mo 및 W에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
    d) Cu와 Ni 함량의 합: 0.005~2.0%
    e) Sb 및 Sn에서 선택된 1종 이상: 0.001~1.0%
  15. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형부재는 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
  16. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형부재는 1000MPa 이상의 인장강도를 갖는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
  17. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형부재는 점용접 전류범위가 1.0kA 이상인 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재.
  18. 제6항 내지 제10항 중 어느 한 항에 의해서 제조된 냉연강판을 하기 식(4) 및 식(5)를 만족하는 조건에서 1~1000℃/초의 승온속도로 Ac3 ~ Ac3+150℃의 온도범위까지 가열한 후, 1~1000초간 유지하는 열처리단계; 및
    상기 가열된 냉연강판을 열간성형한 후, 10~1000℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재의 제조방법.
    식(4): 2 ≤ 식(2)*exp[0.07*DP(II) + (0.6*Cr + 1.5*Si)] ≤ 2000
    식(5): 식(3) + 50*exp[0.05*DP(II) - (0.4*Cr + 2*Si)] ≤ 3
    (상기 식(4) 및 식(5)에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 측정한 값이며, DP(II)는 상기 열처리단계의 이슬점 온도(℃)이다.)
  19. 제18항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계의 냉각정지온도는 Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)이하인 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재의 제조방법.
  20. 제18항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계의 냉각정지온도는 Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도) ~ Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도)이고,
    냉각 후 Ac1 이하의 온도로 가열하여 템퍼링하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형부재의 제조방법.
PCT/KR2017/010639 2016-09-26 2017-09-26 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법 WO2018056792A1 (ko)

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