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KR101819345B1 - 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 이의 제조방법 - Google Patents

균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR101819345B1
KR101819345B1 KR1020160086248A KR20160086248A KR101819345B1 KR 101819345 B1 KR101819345 B1 KR 101819345B1 KR 1020160086248 A KR1020160086248 A KR 1020160086248A KR 20160086248 A KR20160086248 A KR 20160086248A KR 101819345 B1 KR101819345 B1 KR 101819345B1
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KR
South Korea
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steel sheet
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ductility
temperature
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KR1020160086248A
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Inventor
오진근
김성우
조열래
박원모
Original Assignee
주식회사 포스코
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Abstract

본 발명은 자동차용 소재로 적합한 열간성형 부재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 이의 제조방법 {HOT PRESS FORMED MEMBER HAVING EXCELLENT CRACK ARREST PROPERTY AND DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 열간성형 부재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 열간성형 부재(hot press formed member)는 자동차 경량화 및 연비향상 등의 목적으로 자동차 구조부재에 대폭적으로 적용되고 있으며, 상기 목적을 달성하기 위한 연구가 다양하게 실시되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1은 Al 도금강판을 850℃ 이상으로 가열한 후 프레스(press)에 의한 열간성형 및 급냉을 행함으로써 부재의 인장강도를 1500MPa 이상의 초고강도로 확보할 수 있다. 또한, Al-Fe 합금화층의 생성으로 내식성이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
그러나, 본 기술에서는 도금강판의 주상을 Al으로 형성하고 있어, Al의 희생방식 효과를 얻기 곤란하며, 연성 향상의 고려가 없다.
이에, 열간성형 부재의 희생방식을 효과적으로 얻기 위한 방안으로서, 특허문헌 2에서는 Zn 도금강재를 880~980℃에서 6~15분간 가열 후 소지강판과 도금층 계면에 버퍼층이 형성되는 것을 특징으로 하고 있다.
하지만, 이 경우 가열온도가 880℃ 이상이 됨에 따라 Zn 표면에 형성되는 Zn 산화물에 의해 점용접성이 열위할 뿐만 아니라, 연성을 향상시키고자하는 고려가 없을 뿐만 아니라, 균열전파 저항성이 열위하여 미세균열 깊이를 10㎛ 이하로 억제시키기 곤란하다.
열간성형 부재가 자동차의 내충돌 부재로서 적합하게 적용되기 위해서는, 초고강도의 확보뿐만 아니라, 내식성 및 균열전파 저항성과 더불어 피로 및 충돌특성을 향상시켜야 하는 바, 이를 달성할 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
미국 등록특허 제6296805호 한국 공개특허 제2014-0035033호
본 발명의 일 측면은, 내식성 및 내충돌성이 요구되는 자동차 구조부재 또는 보강재로서 적합하게 적용할 수 있는 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.30%, 실리콘(Si): 0.01~2.0%, 망간(Mn): 3.8~8.0%, 알루미늄(Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.02%, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연 또는 아연합금 도금층을 포함하는 열간성형 부재로서,
상기 열간성형 부재는 미세조직으로 1~30면적%의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 도금층 표층으로부터 두께 방향 0.5~1.2㎛의 산화층 내 Mn(중량%)/Zn(중량%)의 함량비가 0.1 이상이고, 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 갖는 소지강판을 준비한 후 이를 아연 또는 아연합금 도금처리하여 도금강판을 제조하는 단계; 상기 도금강판을 가열로에 장입하여 1~1000℃/s의 승온속도로 Ac3 이상까지 가열한 후 5~10000초간 유지하는 단계; 상기 가열 및 유지된 도금강판을 가열로에서 추출하여 50℃/s 미만의 평균냉각속도로 400~650℃까지 냉각한 후, 상기 온도에서 열간성형하는 단계; 및 상기 열간성형 후 1℃/s 이상의 속도로 100℃ 이하로 냉각하여 열간성형 부재를 제조하는 단계를 포함하고,
상기 도금강판의 가열시 최대가열온도가 Ac3+10℃ 초과 ~ Ac3+200℃ 미만의 온도영역을 만족하고, 상기 100℃ 이하로 냉각 후 1~20면적%의 잔류 오스테나이트와 잔부 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직이 형성되는 것인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 인장강도 1300MPa 이상이면서 연성 및 균열전파 저항성이 우수한 열간성형 부재를 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 열간성형 부재는 내식성 및 내충돌성이 요구되는 자동차 구조부재 또는 보강재로서 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 HAT 모양의 열간성형 부재 단면도를 도시한 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예와 비교예의 도금층 단면 측정 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 도금강판을 이용하여 열간성형 부재를 제조함에 있어서, 강도뿐만 아니라, 연성 및 균열전파 저항성을 향상시키기 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, 상기 도금강판의 성분조성과 더불어, 열간성형을 위한 가열 및 성형 온도, 후열처리 조건 등을 최적화하는 경우, 목표로 하는 물성을 갖는 열간성형 부재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
통상의 아연 또는 아연합금 도금재를 이용한 열간성형 방법은 상기 도금재를 고온으로 열처리한 후 그 온도에서 성형을 실시하는데, 상기 고온 가열시 도금재 표층에 연질의 Zn 산화물이 다량 형성되고, 이는 성형시에 미세균열을 일으킴에 따라 열간성형 부재의 피로특성 및 굽힘특성이 열위하게 되는 문제가 있다. 또한, 조대한 구 오스테나이트가 형성되고, 최종 열간성형 부재의 미세조직으로 잔류 오스테나이트를 충분히 확보하기 어려워 내충돌 및 충돌흡수 부재로서 사용되기 부적합한 문제가 있다.
이에, 본 발명에서는 아연 또는 아연합금 도금재를 이용하여 열간성형 부재를 제조함에 있어서, 상기 도금재 내 합금성분 중 망간(Mn)의 함량을 높여, 열간 성형을 위한 고온 가열시 표면에 Zn 산화물 대신 경질의 Mn 산화물을 상대적으로 많이 형성되도록 하여, 성형시 전단 변형이 가해지는 벽부 도금층(예를들어, 도 1의 관찰면)에 미세균열 개수를 증가시켜 전단 변형 응력을 분산시킬 뿐만 아니라, 열간성형 온도를 기존에 비해 낮은 온도영역에서 실시함으로써 미세균열 전파 저항성을 향상시킴에 기술적 의의가 있다. 또한, 구 오스테나이트 입경을 미세화시키고, 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보함으로써 내충돌 특성을 향상시킬 수 있다. 추가로, 후열처리 공정(본원의 템퍼링 공정을 의미함)을 통해 상기 잔류 오스테나이트 상을 더욱 안정화시키고, 항복강도를 더 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 마르텐사이트 내 전위밀도를 감소시켜 내충돌 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면은, 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재는 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연 또는 아연합금 도금층을 포함하는 열간성형 부재를 제공하고자 하는 것이다.
상기 소지강판은 일정 함량의 망간(Mn)을 함유하는 열연강판 또는 냉연강판일 수 있으며, 보다 구체적으로 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.30%, 실리콘(Si): 0.01~2.0%, 망간(Mn): 3.8~8.0%, 알루미늄(Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.02%, 질소(N): 0.02% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 상기 소지강판의 합금조성을 한정한 이유에 대하여 상세히 설명할 것이며, 이때 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.08~0.30%
탄소(C)는 열간성형 부재의 강도를 향상시키기 위해 필수적인 원소일 뿐만 아니라, 본 발명에서는 우수한 연성의 확보를 위해 반드시 형성되어야 하는 잔류 오스테나이트를 확보하는데에 유리하므로, 적정 범위로 첨가되어야 한다.
상기 C의 함량이 0.08% 미만이면 충분한 강도 및 연성을 확보하기 곤란하기 때문에 0.08% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.30%를 초과하게 되면 열연재의 냉간압연시 상기 열연재의 강도가 너무 높아 냉간압연성을 크게 열위하게 할 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.08~0.30%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.01~2.0%
실리콘(Si)은 제강에서 탈산제로서 첨가될 뿐만 아니라, 열간성형 부재의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 탄화물 생성을 억제하고, 열간성형시 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트의 레스(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류 오스테나이트를 확보하는데에 유리한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 강의 청정도를 확보할 수 없고, 함량을 제어하는데에 과도한 비용이 소요되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 아연 또는 아연합금 도금시 도금성을 크게 저하시키는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 더 바람직하게는 0.7% 이하로 첨가할 수 있다.
Mn: 3.8~8.0%
망간(Mn)은 본 발명에서 매우 중요한 원소로서, 상기 Mn은 고용강화 효과를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, Ac3 온도(승온 시 오스테나이트로 100% 변태하는 온도)를 하향시키고, Ms 온도(마르텐사이트 변태 시작 온도)를 낮추는 역할을 한다. 특히, 본 발명의 경우 상대적으로 낮은 온도 영역에서 열간성형을 실시하는데, 이때 가열로에서 가열된 소재의 추출 후 상기 열간성형을 위한 온도로 냉각시 강도 하락의 원인이 되는 페라이트의 형성을 억제하므로, 충분한 함량으로 첨가할 필요가 있다.
상기 Mn의 함량이 3.8% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 8.0%를 초과하게 되면 열간성형을 행하기 전 강판의 강도가 과도하게 향상되어 작업성이 열위하고, 소재의 온도를 더 높이더라도 열간성형성이 저하될 뿐만 아니라, 합금성분의 원가 상승을 유발하여 제조 경쟁력이 떨어지는 단점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 3.8~8.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.001~0.5%
알루미늄(Al)은 상기 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는데 유효한 원소이다.
이러한 Al의 함량이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어렵고, 반면 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 Ac3 온도가 과도하게 상승하여 열간성형을 위한 가열온도를 더욱 높여야 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.001~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.05%
인(P)은 강 내에서 불순물로서 존재하며, 이러한 P의 함량을 0.001% 미만으로 하기 위해서는 많은 제조비용이 소요되는 문제가 있으며, 또한 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 열간성형 부재의 용접성을 크게 취화시키는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 상기 P의 함량은 0.001~0.05%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
S: 0.0001~0.02%
황(S)은 강 중에 불순물로서 존재하며, 열간성형 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이므로 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량을 0.0001% 미만으로 하기 위해서는 제조비용이 크게 상승하므로, S의 하한을 0.0001%로 제한하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서 상기 S의 함량을 0.0001~0.02%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다.
N: 0.02% 이하
질소(N)는 강 중에 불순물로 포함되는 원소로, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 슬라브 연주 시 크랙발생에 민감해질 뿐만 아니라, 충격특성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 소지강판은 상술한 합금성분들 이외에, 후술하는 원소들을 추가로 더 포함할 수 있다. 구체적으로, 다음의 (1) 내지 (4) 그룹 중에서 하나 이상의 그룹을 더 포함하는 것이 바람직하며, 이하에서는 각 그룹별 합금조성을 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다.
(1) 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~2.0%
(2) 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~0.2%
(3) 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.005~2.0%
(4) 보론(B): 0.0001~0.01%
Cr 및 Mo 중 선택된 1종 이상의 합: 0.001~2.0%
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 경화능 향상 및 석출강화 효과를 통한 강도 및 결정립 미세화를 확보하는데 유리한 원소이다. 이러한 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 함량 합이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없으며, 반면 2.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 오히려 용접성의 저하 및 비용상승을 유발하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 첨가시 그 함량을 합으로 0.001~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti, Nb 및 V 중 선택된 1종 이상의 합: 0.001~0.2%
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 미세 석출물을 형성하여 열간성형 부재의 강도 향상과 더불어 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트의 안정화 및 충격인성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 함량 합이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 기대하기 어렵고, 반면 0.2%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 오히려 합금철 비용의 상승을 야기시키므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 첨가시 그 함량을 합으로 0.001~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu 및 Ni 중 선택된 1종 이상의 합: 0.005~2.0%
구리(Cu)는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 향상시키는 원소로서 첨가될 수 있으며, 니켈(Ni)은 상기 Cu의 단독 첨가시 열간취성을 야기시킬 수 있으므로 필요에 따라 첨가된다. 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 함량 합이 0.005% 미만이면 상술한 효과를 얻기가 어렵고, 반면 2.0% 초과하게 되면 비용이 과다하게 증가하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상을 첨가시 그 함량을 합으로 0.005~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0001~0.01%
보론(B)은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구 오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 및/또는 S의 입계 편석에 의한 열간성형 부재의 취성 발생을 억제할 수 있는 원소이다. 이러한 B의 함량이 0.0001% 미만에서는 상술한 효과를 얻기가 어렵고, 반면 0.01%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 오히려 열간압연시 취성을 야기하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 B의 첨가시 0.0001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.005% 이하로 제한할 수 있다.
상술한 합금성분들을 제외한 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.
본 발명의 열간성형 부재는 상술한 성분조성을 갖는 소지강판의 적어도 일면에 도금층을 포함하는데, 이때 도금층은 아연 또는 아연합금 도금층이며, 일 예로 아연(Zn) 도금층, 아연(Zn)-철(Fe) 도금층, 아연(Zn)-알루미늄(Al) 합금 도금층, 아연(Zn)-알루미늄(Al)-마그네슘(Mg) 합금 도금층일 수 있다. 다만, 이에 한정하는 것은 아니다.
본 발명의 열간성형 부재는 미세조직 중 잔류 오스테나이트를 1~30면적%로 포함하는 것이 바람직하다.
만일, 상기 잔류 오스테나이트의 상 분율이 1% 미만이면 목표로 하는 수준의 연성을 확보할 수 없다. 반면, 30%를 초과하게 되면 보다 우수한 연성의 확보는 가능하나, 이를 위해서는 합금성분 중 탄소(C) 또는 망간(Mn)을 더 높은 함량으로 첨가하여야 하며, 이러할 경우 열간성형 부재의 점용접성 및 충격특성을 현저히 저하시키는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 상 분율은 후술하여 설명하겠지만, 열간성형 조건에 의해 제어할 수 있는데, 본 발명에서 제안하는 조건에서 열간성형 후 냉각까지 행하는 경우에는 1~20면적%로 잔류 오스테나이트 상을 형성할 수 있으며, 상기 냉각 이후 템퍼링 공정을 더 행하는 경우에는 1~30면적%로 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트 상을 제외한 잔부로는 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상이거나, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 열간성형 부재는 구 오스테나이트 입경(PAGS, Austenite Grain Size)이 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일, 구 오스테나이트 입경이 10㎛를 초과하게 되면 열처리 중 P 또는 S과 같은 불순물이 입계에 편석(segregation)되는 단위 면적당 양이 증가할 뿐만 아니라, 미세균열의 전파를 억제하기 어려워 충돌특성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 상기 구 오스테나이트 입경을 10㎛ 이하인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 7㎛ 이하, 보다 더 바람직하게는 5㎛ 이하인 것이 유리하다.
더불어, 본 발명의 열간성형 부재는 도금층 표층으로부터 두께 방향으로 0.5~1.2㎛의 산화층 내 Mn과 Zn의 비(Mn(중량%)/Zn(중량%))가 0.1 이상인 것이 바람직하다.
이와 같이 도금층 표층부 내 산화층 중 Mn 산화물의 양을 높임으로써 열간성형 중 전단 변형의 영향을 주로 받는 측면부(예를들어, 도 1의 관찰면)에서 미세균열의 발생을 효과적으로 억제할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인, 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상술한 합금성분을 만족하는 소지강판을 준비한 후, 이를 아연 또는 아연합금 도금처리하여 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
상기 소지강판은 앞서 언급한 바와 같이, 열연강판 또는 냉연강판일 수 있으며, 이는 후술하는 방법에 의해 제조될 수 있다.
상기 열연강판은 상술한 합금성분을 갖는 강 슬라브를 재가열한 후 마무리 열간압연 및 권취 공정을 거쳐 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 재가열 공정은 상기 강 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 것이 바람직한데, 상기 가열온도가 1000℃ 미만이면 슬라브의 조직 및 성분을 균일화하기 어려운 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 과다한 산화 밀 설비 열화를 일으킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 이때, Ar3 이상 ~ 1000℃ 이하에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직한데, 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만이면 이상역 영역에서의 압연이 이루어져 표층 혼립 조직 및 판 형상 제어가 어려워지며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 열연재의 결정립이 조대화되는 문제가 있다.
그 다음, 상기에 따라 제조된 열연강판을 Ms 초과 ~ 750℃ 이하에서 코일형태로 권취하는 것이 바람직하다. 이때, 권취온도가 Ms 이하이면 열연재의 강도가 너무 높아져 후속해서 냉간압연을 행하는 경우 부하가 커지는 문제가 있다. 반면, 권취온도가 750℃를 초과하게 되면 열연재 입계 산화가 과도해져 산세성을 열위하게 하는 문제가 있다.
상기 냉연강판은 상기한 바에 따라 제조된 열연강판을 산세 및 냉간압연한 후 소둔 열처리를 행하여 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 냉간압연은 목표로 하는 두께를 갖는 냉연강판을 제조하고자 하는 것으로, 10~80%의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 얻어진 냉연강판의 강도를 낮추기 위하여 연속소둔로에서 소둔 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 400~700℃에서 1~100시간 연속소둔을 실시함으로써 강판의 강도를 효과적으로 낮출 수 있다.
한편, 상기 산세처리 전 또는 산세처리 후 냉간압연을 행하기 전의 열연강판에 대해서 상소둔(batch annealing) 공정을 거칠 수 있다. 이는 열연재의 강도를 낮추기 위한 것으로서, 구체적으로는 400~700℃에서 1~100시간 동안 행하는 것이 바람직하다.
상기한 바에 따라 제조된 열연강판 또는 냉연강판에 대해 도금처리하여 도금강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
상기 도금 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 아연 또는 아연합금 도금일 수 있다. 구체적으로, 소지강판이 열연강판인 경우에는 용융아연도금, 용융아연합금도금 또는 전기아연도금 어느 것도 무방하나, 상기 소지강판이 냉연강판인 경우에는 전기아연도금을 행하는 것이 바람직하다. 일 예로, 상기 용융아연합금도금으로는 아연-알루미늄 합금도금, 아연-알루미늄-망간 합금도금 등일 수 있다.
나아가, 도금밀착성의 향상 목적으로 도금처리 전 철(Fe) 또는 니켈(Ni) 등의 금속 코팅을 실시할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 일 실시예에 의해 얻어진 도금강판에 대해 열간성형하여 열간성형 부재를 얻을 수 있다.
먼저, 상기 도금강판을 일정 온도 이상으로 가열한 후 유지하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 도금강판을 가열로에 장입한 후 1~1000℃/s의 승온속도로 오스테나이트 단상역 이상인 Ac3 이상으로 가열한 다음, 5~10000초간 유지하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게, 상술한 승온속도로 가열시 최대가열온도는 Ac3+10℃ 초과 ~ Ac3+200℃ 미만의 온도영역을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 최대가열온도가 Ac3+10℃ 이하이면 Ac3 이상으로 가열하는 것이더라도 국부적으로 C 및/또는 Mn이 편석되지 않은 영역에서 완전 오스테나이징화가 이루어지지 못하여 구 페라이트가 잔존하게 되고, 이로 인해 항복강도를 충분히 향상시킬 수 없는 문제가 있다. 또한, 열간성형 부재의 스프링백(springback)이 과도해져 형상동결성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 최대가열온도가 Ac3+200℃ 이상이면 충분한 강도 및 형상동결성의 확보에는 용이하지만, 도금층 표면에 산화물이 과다하게 생성되어 점용접성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상술한 온도영역에서 도금강판을 유지하는 것이 바람직한데, 이때 유지시간이 5초 미만이면 완전 오스테나이징화가 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 표층 산화물에 Mn/Zn 비를 0.1 이상으로 확보하기 어렵다. 반면, 유지시간이 10000초를 초과하게 되면 표층에 과다한 산화물이 생성되어 점용접성을 저하시킬 우려가 있다.
상기에 따라 가열 및 유지된 도금강판을 가열로에서 추출한 후 열간성형을 위한 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각속도는 50℃/s 미만으로 제어하는 것이 바람직한데, 냉각속도를 50℃/s 이상으로 하기 위해서는 별도의 냉각설비가 요구되며, 이는 제조비용의 상승을 유발하므로 바람직하지 못하다. 보다 바람직하게는 30℃/s 미만, 보다 더 바람직하게는 15℃/s 미만으로 실시하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 냉각속도가 1℃/s 미만이면 냉각 도중 페라이트가 생성되어 열간성형 부재의 강도가 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 냉각시 냉각속도의 하한은 1℃/s로 제한하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 냉각을 완료한 후 열간성형을 실시하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 미세균열 생성 및 균열전파 저항성의 향상을 위하여 상기 열간성형시 그 온도를 400~650℃로 제어한다.
통상, 열간성형을 위한 온도는 가공성 및 프레스(press) 부하를 줄이기 위해 가능한 높이는 것이 바람직하다. 하지만, 아연 또는 아연합금 도금강판을 높은 온도로 열처리하는 경우 아연이 결정립계로 확산되어 들어감에 따라 소지철의 결정립계 강도가 저하되어 열간성형 부재에 미세균열의 생성 및 상기 균열의 전파가 용이해지는 문제가 있다.
이에, 본 발명에서는 열간성형시 그 온도를 통상의 온도가 아닌 650℃ 이하로 실시하는 것이 바람직하다. 상기 열간성형 온도가 650℃ 미만이면 열처리 온도, 소지철 성분 등에 따라 변할 수는 있지만, 결정립계 강도가 소지철 강도보다 높아져 열간성형 부재에 있어서 미세균열 생성 및 전파 저항성을 향상시킬 수 있게 된다. 다만, 상기 열간성형 온도가 400℃ 미만으로 너무 낮아지면 열간성형 전 마르텐사이트 또는 베이나이트 변태가 유발되어 열간성형성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에 있어서, 상기 열간성형은 400~650℃에서 행하는 것이 바람직하다.
상술한 온도영역에서 열간성형을 행한 직후, 1℃/s 이상의 냉각속도로 100℃ 이하로 냉각함으로써 최종 열간성형 부재를 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 냉각속도가 1℃/s 미만이면 최종 미세조직으로 페라이트가 생성되어 의도하는 초고강도의 확보가 곤란해지는 문제가 있다.
통상, 22MnB5 강재의 경우 임계 냉각속도가 25℃/s 이상이지만, 본 발명의 경우 강 성분조성 중 Mn을 3.8% 이상으로 첨가하는 바, 1℃/s 이상의 느린 냉각소도에서도 페라이트가 생성되지 않는다. 다만, 생산성을 고려하여 바람직하게 5℃/s 이상, 보다 바람직하게 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 설비투자 관점에서 1000℃/s로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 냉각을 완료하면, 미세조직으로 1~20면적%의 잔류 오스테나이트와 잔부 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 열간성형 부재를 얻을 수 있다.
한편, 상기에 따라 냉각된 열간성형 부재를 150~600℃로 가열한 후 1~100000초 동안 유지하는 템퍼링 단계를 더 포함할 수 있다. 이는, 열간성형 부재의 미세조직 중 잔류 오스테나이트의 안정도를 높이기 위한 것으로서, 이와 같이 템퍼링 처리한 후 냉각을 완료하면 미세조직으로 1~30면적%의 잔류 오스테나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 열간성형 부재를 얻을 수 있다.
상기 템퍼링시 그 온도가 150℃ 미만이거나 유지시간이 1초 미만이면 잔류 오스테나이트 상의 안정도를 충분히 확보하기 곤란한 문제가 있다. 반면, 600℃를 초과하게 되면 열간성형 부재의 강도가 급격히 하락하는 문제가 발생할 뿐만 아니라, 구 오스테나이트 입경이 조대하게 성장하여 충격 인성을 저하시키고 열에 의한 뒤틀림 발생으로 부재 형상 정밀도를 떨어뜨리는 문제가 있다. 또한, 유지시간이 100000초를 초과하게 되면 열간성형 부재의 강도를 급격히 떨어뜨릴 뿐만 아니라 과도한 시간이 요구되어 부재 생산성이 저하되는 문제가 있다.
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 )
하기 표 1의 합금조성을 갖는 두께 40mm의 잉곳을 진공 용해한 후, 1200℃ 가열로에서 1시간 동안 가열하였다. 이후, 900℃에서 마무리 열간압연하여 최종 두께 3mm의 열연강판을 제조하였으며, 노냉온도는 680℃로 하였다. 이후, 상기 열연강판을 산세한 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이때, 상기 열연강판의 인장강도가 1500MPa 이상인 경우에 한해 상기 냉간압연 전에 상소둔을 실시하였다. 상기 상소둔은 30℃/h(시간)의 속도로 600℃까지 승온한 후 10시간 동안 유지한 다음 30℃/h(시간)의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 그 다음, 냉연강판에 대해 780℃에서 연속소둔을 행한 후, 용융아연도금(GI) 또는 합금화용융아연도금(GA)을 실시하여 도금강판을 제조하였다. 일부 냉연강판에 대해서는 전기아연도금(EG)을 실시하여 도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 도금강판을 도 1과 같은 HAT 모양의 열간성형 부재를 제조하였다. 이때, 대기 분위기로 유지되는 가열로에 상기 도금강판을 장입하여 최대 목표온도까지 가열한 다음 목표시간 동안 유지한 후, 가열로에서 추출하였다. 이후, 열간성형 온도까지 냉각한 후 그 온도에서 열간성형 및 급냉을 실시하여 HAT 모양의 열간성형 부재를 제조하였다. 상기 가열, 냉각, 열간성형시의 조건은 하기 표 2에 나타내었다.
각각의 열간성형 부재 시편을 이용하여 인장시험, 미세조직 관찰, XRD 및 GDS 분석을 실시하였다. 인장시험은 JIS 5호 시편을 이용하여 분당 10mm의 시험속도로 실시하였으며, 미세조직 상분율은 Cu 타켓(target) X선 회절분석시험으로부터 얻어진 잔류 오스테나이트(γ)와 마르텐사이트 피크의 적분강도로부터 하기 식을 이용하여 계산하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
Figure 112016065916884-pat00001

그리고, 구오스테나이트 결정립 크기(PAGS)는 불산이 첨가된 에칭법을 이용하여 구 오스테나이트 결정립계를 현출시킨 후 이미지 분석 프로그램을 이용하여 평균 결정립 크기를 소지철 두께 1/4 지점에서 5군데 측정하고, 평균값을 구하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
또한, HAT 모양의 열간성형 부재에서 하단 R=4mm 곡면부에서 시작하여 30mm 지점까지 도금층 단면을 광학 현미경으로 관찰한 후, 소지철과 도금층 계면으로부터 소지철을 관통한 최대 균열의 깊이를 광학 이미지 분석을 이용하여 측정하였다. 이때, 최대 균열 깊이가 10㎛ 초과한 것은 고객사 요구에 기준하여 불량으로 판정하였다. 또한, 표층 산화물의 Mn/Zn 함량비를 측정하기 위하여 GDS(Glow Discharge Spectrometer)를 이용하여 표층으로부터 1㎛ 지점에서 평균 Mn/Zn 함량비 값을 구하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
일부 HAT 모양의 열간성형 부재에 대해서는 목표로 하는 온도로 미리 가열된 가열로에 장입하여 템퍼링을 실시한 후 공냉하였다. 이때, 템퍼링 조건은 하기 표 3에 나타낸 바와 같다.
이와 같이, 템퍼링 처리된 열간성형 부재의 시편을 이용하고, 상기와 동일한 방법으로 인장시험 및 XRD 분석을 실시하여 기계적 성질과 미세조직 상(잔류 오스테나이트) 분율을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 합금성분 (중량%) 구분
C Si Mn P S Al N B 기타
A 0.18 0.20 3.8 0.015 0.0030 0.03 0.0033 0 0 발명강
B 0.15 0.14 5.0 0.014 0.0025 0.03 0.0042 0 Ti: 0.03 발명강
C 0.21 1.52 5.9 0.007 0.0011 0.02 0.0050 0.0035 Ti: 0.04 발명강
D 0.20 0.15 6.7 0.009 0.0030 0.03 0.0050 0.0026 0 발명강
E 0.25 1.51 6.8 0.007 0.0015 0.01 0.0037 0 Mo: 0.1 발명강
F 0.26 0.10 7.5 0.017 0.0018 0.008 0.0062 0.0032 Ti: 0.02 발명강
G 0.23 0.20 1.2 0.014 0.0024 0.03 0.0038 0.0025 Ti: 0.03 비교강
강종 도금 열간성형 조건 기계적 물성 잔류γ 분율
(%)		 PAGS
(㎛)		 Mn/Zn
함량비		 최대
균열
깊이
(㎛)		 구분
가열
온도
(℃)		 유지
시간
(sec)		 냉각
속도
(℃/s)		 성형
온도
(℃)		 TS
(Mpa)		 El
(%)
A-1 GI 800 60 10.3 620 1583 7.9 3.9 6.9 0.30 7.2 발명예 1
A-2 GI 800 60 10.1 500 1547 7.2 3.3 6.8 0.32 3.5 발명예 2
A-3 GI 800 60 31.5 500 1554 7.3 3.4 6.8 0.32 3.4 발명예 3
A-4 GA 800 60 10.0 450 1490 8.3 3.4 6.2 0.31 0.0 발명예 4
A-5 EG 800 60 9.7 400 1465 7.6 3.8 6.3 0.34 0.2 발명예 5
A-6 GI 800 60 10.8 710 1662 7.8 3.1 6.3 0.28 22.3 비교예 1
A-7 GI 800 6 10.5 690 1627 8.1 3.5 6.0 0.29 17.8 비교예 2
A-8 GI 800 1 10.6 550 1592 7.8 3.5 6.2 0.09 10.6 비교예 3
B-1 GA 800 60 10.3 500 1653 9.6 4.0 4.1 0.39 0.0 발명예 6
C-1 EG 780 120 10.5 500 2035 7.9 5.7 2.8 0.52 0.0 발명예 7
D-1 GI 780 120 10.3 500 2089 6.7 6.5 2.5 0.64 0.0 발명예 8
E-1 EG 780 120 10.4 500 2231 6.6 7.1 2.3 0.67 0.0 발명예 9
F-1 GA 750 60 10.2 500 2407 7.3 11.3 1.8 0.72 0.0 발명예 10
G-1 GI 930 60 12.7 750 1539 6.6 0.3 12.7 0.07 28.5 비교예 4
G-2 GI 930 60 11.5 550 631 18.2 0.1 12.5 0.05 10.3 비교예 5
(상기 표 1에서 TS는 인장강도(Tensile Strength), El은 연신율(Elongation)을 의미한다. 또한, 상기 표 1에서 잔류 오스테나이트 상 분율을 제외한 나머지는 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상이다.)
강종 템퍼링 조건 기계적 물성 잔류γ
분율 (%)		 구분
온도(℃) 시간(sec) YS(MPa) TS(MPa) El(%)
A-3 A-3-1 170 1800 1342 1581 9.4 4.3 발명예 11
B-1 B-1-1 170 1800 1311 1564 10.4 7.1 발명예 12
C-1 C-1-1 200 30 983 1931 10.5 6.4 발명예 13
C-1-2 300 30 1260 1770 11.7 8.1 발명예 14
C-1-3 400 30 1383 1572 12.9 12.8 발명예 15
C-1-4 500 30 1400 1452 15.8 17.8 발명예 16
D-1 D-1-1 200 30 989 1917 10.8 6.8 발명예 17
D-1-2 300 30 1240 1730 11.2 7.5 발명예 18
D-1-3 400 30 1239 1569 13.7 14.9 발명예 19
D-1-4 500 30 1231 1435 15.6 17.2 발명예 20
D-1-5 600 30 1072 1279 18.4 19.8 발명예 21
E-1 E-1-1 200 300 921 2052 11.9 7.8 발명예 22
E-1-2 300 300 1147 1836 13.4 13.6 발명예 23
E-1-3 400 30 1244 1671 14.9 15.6 발명예 24
E-1-4 500 30 1351 1568 18.9 20.7 발명예 25
F-1 F-1-1 500 30 1180 1423 12.6 23.9 발명예 26
G-1 G-1-1 200 1800 1162 1482 6.9 0.3 비교예 6
G-1-2 250 1800 1154 1425 7.1 0.4 비교예 7
G-1-3 300 1800 1185 1351 3.1 0.5 비교예 8
G-1-4 400 1800 1060 1162 3.1 0.6 비교예 9
G-1-5 500 1800 842 903 9.1 0.9 비교예 10
(상기 표 1에서 YS는 항복강도(Yield Strength), TS는 인장강도(Tensile Strength), El은 연신율(Elongation)을 의미한다. 또한, 상기 표 1에서 잔류 오스테나이트 상 분율을 제외한 나머지는 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상이다.)
표 1의 강 G는 22MnB5강의 합금조성으로서 Mn 함량이 1.2%로 낮다. 반면, 강 A 내지 F는 Mn 함량이 3.8~8.0%로 본 발명의 합금조성을 모두 만족한다.
표 2에 나타낸 바와 같이, 강종 A-1 내지 A-5는 본 발명에서 제안하는 열간성형 조건을 만족하는 발명예들로서 이들 모두 잔류 오스테나이트 상 분율이 1% 이상이고, PAGS는 10㎛ 이하, Mn/Zn 함량비가 0.1 이상으로 최대 균열 깊이가 10㎛ 이하로 형성되었다. 또한 초고강도의 확보와 더불어 연신율이 우수하게 확보되었다.
반면, 강종 A-6 및 A-7은 열간성형 온도가 710℃로 높은 경우로, 잔류 오스테나이트 상이 1% 이상으로 형성되었음에도 불구하고 최대 균열 깊이가 10㎛를 초과한 것을 확인할 수 있다. 또한, 강종 A-8은 가열 후 유지시 유지시간이 너무 짧은 경우로서 Mn/Zn 함량비를 0.1 이상으로 확보할 수 없어 최대 균열 깊이가 10㎛를 초과하였다.
또한, 강종 B-1, C-1, D-1, E-1 및 F-1 모두 본 발명에서 제안하는 열간성형 조건을 만족함에 따라 잔류 오스테나이트 상 분율이 1% 이상이고, PAGS는 10㎛ 이하, Mn/Zn 함량비가 0.1 이상으로 확보되었으며, 미세균열이 관찰되지 않았다. 그리고 초고강도의 확보와 더불어 연신율이 우수하게 확보되었다.
한편, 강종 G-1은 합금조성뿐만 아니라, 열간성형 온도가 높아 잔류 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 않았을 뿐만 아니라, PAGS가 조대하고 Mn/Zn 함량비가 0.1 미만으로 형성되어 최대 균열 깊이가 28.5㎛로 매우 깊게 형성되었다. 강종 G-2의 경우에는 열간성형 온도가 본 발명을 만족하였음에도 불구하고 PAGS가 조대하고 Mn/Zn 함량비가 0.1 미만으로 형성됨에 따라 최대 균열 깊이가 10㎛를 초과하였으며, 인장강도가 631MPa로 초고강도의 확보가 불가능하였다.
도 2는 강종 B-1(발명예 6)과 강종 A-6(비교예 1)의 열간성형 부재의 미세균열을 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
발명예 6의 경우에는 소지철을 관통한 미세균열이 거의 관찰되지 않는 반면, 비교예 1의 경우에는 도금층으로부터 소지철을 관통한 균열이 10㎛ 초과하는 것을 확인할 수 있다.
표 3에 나타낸 바와 같이, 제조된 열간성형 부재에 템퍼링을 실시한 경우, 발명예 11 내지 26(A-1-1 내지 F-1-1)은 템퍼링 후 잔류 오스테나이트가 충분히 확보되어 연신율이 더욱 향상되었으며, 항복강도가 높은 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 6 내지 9(G-1-1 내지 G-1-4)은 템퍼링 이후에도 잔류 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 연신율이 열위하였으며, 비교예 10(G-1-5)의 경우에는 초고강도의 확보가 불가능하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.30%, 실리콘(Si): 0.01~2.0%, 망간(Mn): 3.8~8.0%, 알루미늄(Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.02%, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연 또는 아연합금 도금층을 포함하는 열간성형 부재로서,
    상기 열간성형 부재는 미세조직으로 1~30면적%의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 도금층 표층으로부터 두께 방향 0.5~1.2㎛의 산화층 내 Mn(중량%)/Zn(중량%)의 함량비가 0.1 이상이고, 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 소지강판은 다음의 (1) 내지 (4) 그룹 중에서 하나 이상의 그룹을 더 포함하는 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재.
    (1) 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~2.0%
    (2) 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~0.2%
    (3) 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.005~2.0%
    (4) 보론(B): 0.0001~0.01%
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 잔부 미세조직으로 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하거나, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 것인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 구 오스테나이트 입경이 10㎛ 이하인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.30%, 실리콘(Si): 0.01~2.0%, 망간(Mn): 3.8~8.0%, 알루미늄(Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.02%, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 소지강판을 준비한 후 이를 아연 또는 아연합금 도금처리하여 도금강판을 제조하는 단계;
    상기 도금강판을 가열로에 장입하여 1~1000℃/s의 승온속도로 Ac3 이상까지 가열한 후 5~10000초간 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지된 도금강판을 가열로에서 추출하여 1℃/s 이상 50℃/s 미만의 평균냉각속도로 400~650℃까지 냉각한 후, 상기 온도에서 열간성형하는 단계; 및
    상기 열간성형 후 1℃/s 이상의 속도로 100℃ 이하로 냉각하여 열간성형 부재를 제조하는 단계를 포함하고,
    상기 도금강판의 가열시 최대가열온도가 Ac3+10℃ 초과 ~ Ac3+200℃ 미만의 온도영역을 만족하고, 상기 100℃ 이하로 냉각 후 1~20면적%의 잔류 오스테나이트와 잔부 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직이 형성되는 것인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 소지강판은 강 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열처리 하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 Ms점 초과~750℃ 이하에서 권취하는 단계를 포함하여 제조된 열연강판인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 소지강판은 상기 열연강판을 산세한 후 10~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 상기 냉간압연 후 400~700℃에서 1~100시간 동안 연속소둔하는 단계를 포함하여 제조된 냉연강판인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 열연강판 또는 산세된 열연강판을 400~700℃에서 1~100시간 상소둔(bath annealing)하는 단계를 더 포함하는 것인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
  9. 제 5항에 있어서,
    상기 소지강판은 다음의 (1) 내지 (4) 그룹 중에서 하나 이상의 그룹을 더 포함하는 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
    (1) 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~2.0%
    (2) 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.001~0.2%
    (3) 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 중 1종 이상을 함량 합으로 0.005~2.0%
    (4) 보론(B): 0.0001~0.01%
  10. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각하여 얻은 열간성형 부재를 150~600℃로 가열한 후 1~100000초 동안 유지하는 템퍼링 단계를 더 포함하고, 상기 템퍼링 후 1~30면적%의 잔류 오스테나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직이 형성되는 것인 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
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