KR20200076741A - 알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법 - Google Patents

알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법 Download PDF

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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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Abstract

본 발명의 일 태양에 관한 알루미늄계 도금 강판은, 모재와, 모재의 상방에 위치하는 알루미늄계 도금층과, 모재와 알루미늄계 도금층 사이에 위치하고, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층을 구비하고, 모재는 소정 범위 내의 화학 성분을 갖고, 알루미늄계 도금층은, 평균으로, 80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과, 3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와, 합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상과, 불순물을, 합계로 100질량％가 되도록 함유하고, 금속간 화합물층의 두께의 평균값이, 2㎛ 이상 10㎛ 이하이고, 금속간 화합물층의 두께의 최댓값이, 10㎛ 이상 25㎛ 이하이고, 금속간 화합물층의 두께의 표준 편차가, 2㎛ 이상 10㎛ 이하이다.

Description

알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법
본 발명은, 알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2017년 12월 5일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2017-233620호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 자동차용 강판의 용도(예를 들어, 자동차의 필러, 도어 임팩트 빔, 범퍼 빔 등) 등에 있어서, 고강도와 고성형성을 양립하는 강판이 요망되고 있다. 이러한 고강도와 고성형성을 양립하는 강판에 대응하는 것의 하나로서, 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강이 있다. 이러한 TRIP 강에 의해, 성형성이 우수한 1000㎫급 정도의 강도를 갖는 고강도 강판을 제조하는 것이 가능하다. 그러나 TRIP 강을 사용한 경우라도, 더한층의 고강도(예를 들어 1500㎫ 이상이라고 하는 초고강도)를 실현하면서 성형성을 확보하는 것은 곤란하며, 또한 성형 후의 형상 동결성이 나빠 성형품의 치수 정밀도가 떨어진다고 하는 문제가 있다.
상기한 바와 같은 TRIP 강을 사용한 성형은 실온 부근에서 성형하는 공법(이른바 냉간 프레스 공법)인 것에 비해, 최근 주목을 받고 있는 공법으로서 핫 스탬프(열간 프레스, 핫 프레스, 다이 ??치, 프레스 ??치 등이라고도 호칭됨) 공법이 있다. 이러한 핫 스탬프 공법은, 강판을 800℃ 이상의 오스테나이트 영역까지 가열한 직후에 열간에서 프레스함으로써 성형성을 확보함과 함께, 하사점 유지 동안에 금형에 의해 급랭하여 재료를 ??칭함으로써, 프레스 후에 원하는 고강도의 재질을 실현하는 부품의 제조 방법이다. 본 공법에 의하면, 성형 후의 형상 동결성도 우수한 자동차용 부품을 얻을 수 있다.
핫 스탬프 공법은, 초고강도의 부재를 성형하는 방법으로서 유망하지만, 일반적으로, 크게 나누어 2개의 과제가 있다. 제1 과제는, 가열 시의 스케일에 관한 과제이다. 핫 스탬프는, 통상, 대기 중에서 강판을 가열하는 공정을 갖고 있고, 이러한 가열 시, 강판 표면에 산화물(스케일)이 생성된다. 그 때문에, 스케일을 제거하는 공정이 필요해져, 생산성이 저하된다. 제2 과제는, 가열 시간에 수반되는 생산성 저하에 관한 과제이다. 전기로나 가스로 등에서의 노 가열의 경우, 통상 상온부터 900℃ 정도까지 승온될 때의 평균 승온 속도는 3 내지 5℃/초이므로, 가열될 때까지 180 내지 290초를 요하며, 핫 스탬프 공법에 의해 성형 가능한 부품의 개수는 1 내지 3개/분 정도로, 매우 생산성이 낮았다.
상기 제1 과제인 스케일에 관한 과제를 개선하고, 또한 핫 스탬프 성형품의 내식성을 높인 기술로서, 예를 들어 이하의 특허문헌 1 내지 특허문헌 3에 있어서는, 핫 스탬프용 강판으로서 알루미늄계 도금 강판을 사용함으로써, 가열 시의 스케일의 생성을 억제하는 기술이 제안되어 있다.
또한, 상기 제2 과제인 가열 시간에 수반되는 생산성 저하의 과제를 개선하기 위해, 알루미늄 도금의 가열 효율을 향상시키는 기술로서, 예를 들어 이하의 특허문헌 4 및 특허문헌 5에서는, 알루미늄 도금의 가열 시에 발생하는 Al과 Fe의 합금화 반응이 표면까지 도달하면 승온 속도가 증가하는 점에 착안한 기술이 제안되어 있다.
보다 구체적으로는, 이하의 특허문헌 4에서는, 알루미늄 도금의 도금층 두께를 감소시킴으로써, 가열 효율의 과제를 해결하고 있다.
또한, 이하의 특허문헌 5에서는, 핫 스탬프 전에, 박스형 어닐링로 내에 있어서, 알루미늄 도금 강판의 코일을 알루미늄 도금의 융점 이하의 온도에서 일정 시간 미리 유지하고, Al과 Fe의 합금화 반응을 진행함으로써 가열 효율의 과제를 해결하고 있다.
일본 특허 공개 평9-202953호 공보 일본 특허 공개 제2003-181549호 공보 일본 특허 공개 제2003-49256호 공보 일본 특허 공개 제2010-70800호 공보 일본 일본 특허 출원 제2010-519842호 공보
이상 설명한 바와 같이, 핫 스탬프 시의 스케일의 문제를 해결하고, 또한 내식성도 겸비한 재료로서, 알루미늄계 도금 강판은 유망시되고 있다.
그러나 상기 특허문헌 1 내지 특허문헌 3에 개시되어 있는 기술에서는, 상기 제1 과제인 가열 시의 스케일의 생성을 억제함으로써 스케일 제거 공정을 생략하여, 생산성을 향상시킬 수 있기는 하지만, 상기 제2 과제인 가열 시간에 수반되는 생산성 저하의 문제는, 해결할 수 없다.
또한, 상기 특허문헌 4에 개시되어 있는 기술에서는, 상기 제2 과제인 가열 시간에 수반되는 생산성 저하의 문제는 해결할 수 있기는 하지만, 상기 제1 과제인 스케일의 억제가 불충분해지는 결과 스케일 제거 공정을 마련할 필요가 발생하므로, 생산성이 저하되어 버린다. 또한, 도금층 두께를 얇게 하고 있기 때문에, 내식성이 저하된다고 하는 문제가 있다.
또한, 상기 특허문헌 5에 개시되어 있는 기술에서는, 핫 스탬프에 있어서의 가열 시간은 단축할 수 있기는 하지만, 알루미늄 도금 강판의 코일을 박스형 어닐링로 내에서 미리 가열한다고 하는 공정이 추가되기 때문에, 제조 공정이 증가해 버린다. 또한, Al과 Fe의 합금화 반응에 의해 형성되는 Al-Fe계 금속간 화합물은, 일반적으로 고경도이다. 그 때문에, 스킨패스 압연이나 코일 권취 시의 신장·굽힘 가공을 받는 경우나, 핫 스탬프 전의 블랭크 절단 시의 단부면 등의 가공을 받는 개소에서, 도금이 박리되어 내식성이 저하된다고 하는 문제가 있다.
이와 같이, 우수한 내식성을 실현하면서, 제조 공정의 증가를 초래하는 일 없이 핫 스탬프 공법의 가열 시간에 기인하는 생산성을 더욱 향상시키는 것이 가능한 알루미늄계 도금 강판이, 희구되고 있는 상황에 있다.
그래서 본 발명은, 이러한 문제에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 우수한 내식성을 실현하면서, 제조 공정의 증가를 초래하는 일 없이 핫 스탬프 공법의 가열 시간에 기인하는 생산성을 더욱 향상시키는 것이 가능한, 알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 요지로 하는 것은, 다음과 같다.
(1) 본 발명의 일 태양에 관한 알루미늄계 도금 강판은, 모재와, 상기 모재의 상방에 위치하는 알루미늄계 도금층과, 상기 모재와 상기 알루미늄계 도금층 사이에 위치하고, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층을 구비하고, 상기 모재는, 질량％로, C: 0.15％ 이상 0.50％ 이하, Si: 0.010％ 이상 2.000％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.1％ 이하, Al: 0.5％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하, N: 0％ 이상 0.01％ 이하, W: 0％ 이상 3％ 이하, Mo: 0％ 이상 3％ 이하, V: 0％ 이상 2％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하, Nb: 0％ 이상 1％ 이하, Ni: 0％ 이상 5％ 이하, Cu: 0％ 이상 3％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및 Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 상기 알루미늄계 도금층은, 평균으로, 80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과, 3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와, 합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상과, 불순물을, 합계로 100질량％가 되도록 함유하고, 상기 금속간 화합물층의 두께의 평균값이, 2㎛ 이상 10㎛ 이하이고, 상기 금속간 화합물층의 두께의 최댓값이, 10㎛ 이상 25㎛ 이하이고, 상기 금속간 화합물층의 두께의 표준 편차가, 2㎛ 이상 10㎛ 이하이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 알루미늄계 도금 강판은, 상기 모재와 상기 금속간 화합물층의 계면으로부터 상기 모재의 중심 방향을 향해 5㎛까지의 범위 내에, Si 산화물, Mn 산화물, Cr 산화물 및 B 산화물로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 1질량％ 이상 10질량％ 이하 함유하는 산화물 함유 영역을 가져도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 알루미늄계 도금 강판은, 상기 알루미늄계 도금층은, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01질량％ 이상 3질량％ 이하 함유해도 된다.
(4) 본 발명의 다른 태양에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법이며, 강 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 공정과, 상기 열연 강판을 권취하는 공정과, 상기 열연 강판을 산세하는 공정과, 상기 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻는 공정과, 상기 냉연 강판에 연속적으로 어닐링 처리 및 용융 알루미늄계 도금 처리를 하는 공정을 구비하고, 상기 강 슬래브의 성분은, 질량％로, C: 0.15％ 이상 0.50％ 이하, Si: 0.010％ 이상 2.000％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.1％ 이하, Al: 0.5％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하, N: 0％ 이상 0.01％ 이하, W: 0％ 이상 3％ 이하, Mo: 0％ 이상 3％ 이하, V: 0％ 이상 2％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하, Nb: 0％ 이상 1％ 이하, Ni: 0％ 이상 5％ 이하, Cu: 0％ 이상 3％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및 Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 상기 권취에서의 강판 권취 온도 CT를, 700℃ 이상 850℃ 이하로 하고, 상기 냉간 압연 후의 상기 냉연 강판의 표면의 산술 평균 조도 Ra를, 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하로 하고, 상기 용융 알루미늄계 도금 처리에 있어서의 도금욕은, 80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과, 3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와, 불순물과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와, 합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 100질량％가 되도록 함유한다.
(5) 상기 (4)에 기재된 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에서는, 상기 어닐링 처리에 있어서, 판 온도 650℃ 이상 900℃ 이하의 범위의 어닐링 분위기의 수증기 분압 PH2O와 수소 분압 PH2의 관계식 log(PH2O/PH2)의 값을, -3 이상 -0.5 이하로 하고, 상기 판 온도에 있어서의 어닐링 시간을, 60초 이상 500초 이하로 해도 된다.
(6) 상기 (4) 또는 (5)에 기재된 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에서는, 상기 도금욕은, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 0.01질량％ 이상 3질량％ 이하 함유해도 된다.
(7) 본 발명의 다른 태양에 관한 자동차용 부품의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄계 도금 강판을, 850℃ 이상까지 가열하는 공정과, 상기 알루미늄계 도금 강판을 금형에 의해 프레스 성형하는 공정과, 상기 알루미늄계 도금 강판을 상기 금형에 의해 30℃/s 이상의 냉각 속도로 급랭하는 공정을 구비한다.
본 발명에 따르면, 우수한 내식성을 실현하면서, 제조 공정의 증가를 초래하는 일 없이 핫 스탬프 공법의 가열 시간에 기인하는 생산성을 더욱 향상시키는 것이 가능한, 알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 구성의 일례를 나타낸 모식도다.
도 2는 동 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 다른 구성예를 나타낸 모식도다.
도 3은 동 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 대해, 표면 부근의 단면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰하여 얻어진 2차 전자 상의 예이다.
도 4는 종래 기술의 알루미늄계 도금 강판에 대해, 표면 부근의 단면을 SEM으로 관찰하여 얻어진 2차 전자 상의 예이다.
도 5는 동 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 금속간 화합물층에 대해, 표면 부근의 단면의 2차 전자 상에 기초하는, 각 개소에 있어서의 두께의 평균값, 두께의 최댓값, 두께의 표준 편차의 실측예이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭하였다. 그리고 본 발명자들은, 알루미늄계 도금의 가열 효율을 저해하는 요인으로서, 가열 중의 승온 속도에 착안하였다. 그 결과, 승온 속도는 실온부터 750℃ 정도까지가 특히 느리고, 한편 750℃ 이상에서는 승온 속도가 빨라지는 것을 알 수 있었다. 이러한 현상의 원인은 분명하지는 않지만, 승온 속도가 변화되는 온도가, 거의 금속 Al의 융점인 660℃에 가까운 값이라는 점에서, 이하와 같이 추정된다. 즉, Al은, 원래 방사율이 낮은 데다가, 도금의 융점 내지 750℃까지의 온도 영역에서는, Al이 용융됨으로써 도금 표면이 평활화되어, 더욱 방사율이 저하되는 것이라고 생각된다. 한편, 750℃ 이상의 온도 영역에서는, Al과 Fe의 합금화 반응이 촉진됨으로써, 알루미늄계 도금의 표면까지 Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성되고, 그 결과 방사율이 향상되어, 열의 흡수가 개선되기 때문이라고 생각된다. 또한, 후술하는 바와 같이 「Al과 Fe의 금속간 화합물」이란, Fe-Al계 금속간 화합물뿐만 아니라, 예를 들어 Fe-Al-Si계 금속간 화합물 등의, Fe 및 Al 이외의 원소를 함유하는 금속간 화합물도 포함하는 개념이다.
Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성되면 방사율이 향상되는 것을 시사하는 사실로서, 이하의 현상을 들 수 있다. 알루미늄계 도금의 표면 외관에 관하여, 가열 전에는 외관이 금속 광택을 가진 은백색인 것에 비해, 알루미늄계 도금의 표면까지 Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성되면, 외관이 검은 빛을 띤 색으로 변화되며, 금속 광택이 없어진다.
이상과 같은 지견으로부터, 본 발명자들은, 알루미늄계 도금 중에 Al과 Fe의 금속간 화합물을 핫 스탬프 전에 다량으로 형성시켜 두고, 단시간에 알루미늄계 도금의 표면까지 Al과 Fe의 합금화 반응을 진전시킴으로써, 핫 스탬프 중의 강판 승온 속도를 개선하여, 가열 효율을 높이는 것이 유효하다고 생각하였다. 여기서, 용융 알루미늄 도금법의 하나인 센지미어식 용융 알루미늄 도금법은, 알루미늄계 도금층과 모재의 계면에 Al과 Fe의 금속간 화합물층을 형성시킬 수 있다. 그 때문에, 센지미어식 용융 알루미늄계 도금법을 사용함으로써, 상기와 같은 Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층을, 핫 스탬프 가열 전부터 다량으로 형성할 수 있다고 생각하였다.
한편, Al과 Fe의 금속간 화합물은 경질이기 때문에, Al과 Fe의 금속간 화합물을 다량으로 형성하면, 금속간 화합물층이 파괴되기 쉬워져 버려, 도금 밀착성에 문제가 발생한다. 그래서, 본 발명자들은 이 문제의 해결책에 대해 가일층의 검토를 거듭하였다. 그 결과, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층의 두께에 관하여, 전체적으로는 과도하게 두껍게 하는 것을 억제하고, 또한 국소적으로는 두꺼운 부분을 일정 비율로 형성시킴으로써, 핫 스탬프 전의 알루미늄계 도금 강판의 도금 밀착성을 확보하면서, 단시간에 알루미늄계 도금의 표면까지 Al과 Fe의 합금화 반응을 진전시킬 수 있는 것을 알아냈다. 이에 의해, 도금 밀착성의 문제를 해결하고, 또한 가열 효율을 촉진시킬 수 있다.
또한, 일반적으로, 강판의 판 두께가 얇을수록, 핫 스탬프 시의 가열 과정에 있어서의 가열 속도는 빨라져, 가열 효율은 증가한다. 마찬가지로, 알루미늄계 도금층의 두께가 얇을수록, 도금의 합금화 시간(표면이 금속 광택이 없는 흑색이 되어 열흡수 효율이 향상될 때까지의 시간)이 짧아지기 때문에, 핫 스탬프 시의 가열 효율은 향상된다. 여기서, 본 실시 형태에서 말하는 「우수한 가열 효율」이란, 동일 온도 조건, 동일 판 두께 및 동일 두께의 알루미늄계 도금층을 갖는 강판에 있어서, 종래 기술보다 가열 효율이 우수한 것을 가리킨다.
이하에, 첨부한 도면을 참조하면서, 이러한 지견에 기초하여 완성된 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 본 명세서 및 도면에 있어서, 실질적으로 동일한 기능 구성을 갖는 구성 요소에 대해서는, 동일한 번호를 붙임으로써 중복 설명을 생략한다.
앞서 간단하게 언급한 바와 같이, 핫 스탬프 시의 스케일의 문제를 해결하고, 또한 내식성도 겸비한 재료로서, 알루미늄계 도금 강판은 유망시되고 있다. 핫 스탬프 시의 가열 효율이 낮은 것에 의한 생산성 저하에 대해, 알루미늄계 도금층 두께를 확보하고, 강판의 제조 공정의 증가도 없으며, 또한 핫 스탬프 시의 가열 효율을 높인 알루미늄계 도금 강판이 희구되고 있는 상황에 있다.
이러한 점에 비추어, 이하에서 상세하게 설명하는 본 발명의 실시 형태는, 핫 스탬프용 용융 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조 방법과, 자동차용 부품의 제조 방법에 관한 것이고, 특히 핫 스탬프의 가열 효율이 우수한 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
[알루미늄계 도금 강판에 대해]
<알루미늄계 도금 강판의 전체 구조>
이하에서는, 도 1 및 도 2를 참조하여, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 전체 구조를 설명한다. 도 1은, 본 발명의 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 일례를 나타낸 모식도이며, 이러한 알루미늄계 도금 강판을 두께 방향으로 절단한 단면을 나타내고 있다. 도 2는, 본 실시 형태의 알루미늄계 도금 강판의 다른 구성예를 나타낸 모식도다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판은, 모재(1)와, 모재(1)의 편면의 상방에 위치하고 있는 알루미늄계 도금층(2)과, 모재(1)와 알루미늄계 도금층(2) 사이에 위치하고 있는 금속간 화합물층(3)을 갖는다. 또한, 도 2에 나타내는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판은, 모재(1)의 편면의 상방에 위치하고 있는 알루미늄계 도금층(2)과, 모재(1)와 알루미늄계 도금층(2) 사이에 위치하고 있는 금속간 화합물층(3)을 갖고 있고, 또한 모재(1) 내부의, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면 부근에, 산화물 함유 영역(4)을 갖고 있는 것이 바람직하다.
또한, 도 1 및 도 2에서는, 모재의 편면에, 상기와 같은 알루미늄계 도금층(2), 금속간 화합물층(3), 및 산화물 함유 영역(4)이 존재하는 경우에 대해 도시하였지만, 모재의 양쪽 면에, 상기와 같은 알루미늄계 도금층(2), 금속간 화합물층(3), 및 산화물 함유 영역(4)이 존재해도 된다.
<모재(1)에 대해>
이하에서는, 먼저, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이 갖는 모재(1)에 대해, 상세하게 설명한다.
핫 스탬프 공법이 금형에 의한 프레스 가공과 ??칭을 동시에 행하는 공법이라는 점에서, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 모재(1)의 화학 성분은, ??칭성이 좋은 성분계인 것이 바람직하다. 이하에서는, 본 실시 형태에 관한 모재의 화학 성분에 대해, 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 성분에 대한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
상기와 같은 관점에서, 본 실시 형태에 관한 모재(1)의 화학 성분은, 질량％로, C: 0.15％ 이상 0.5％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.1％ 이하, Al: 0.5％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가, Fe 및 불순물을 포함한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 모재(1)의 화학 성분은, 임의로, 질량％로, N: 0％ 이상 0.01％ 이하, W: 0％ 이상 3％ 이하, Mo: 0％ 이상 3％ 이하, V: 0％ 이상 2％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하, Nb: 0％ 이상 1％ 이하, Ni: 0％ 이상 5％ 이하, Cu: 0％ 이상 3％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및 Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함해도 된다.
(C: 0.15％ 이상 0.50％ 이하)
본 실시 형태에 의거하여 핫 스탬프 공법으로 얻어지는 성형품은, 예를 들어 1000㎫ 이상이라고 하는 고강도를 갖는 것이며, 그 성형품의 조직은, 핫 스탬프 후에 급랭함으로써 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 변태시킬 것이 요구된다. 탄소(C)의 함유량이 0.15％ 미만이면, ??칭성이 저하되어 강도가 부족하다. 한편, C의 함유량이 0.50％를 초과하면, 강판의 인성의 저하가 현저하여, 가공성이 저하된다. 그 때문에, C의 함유량은, 0.15％ 이상 0.50％ 이하로 한다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.20％ 이상, 0.25％ 이상, 또는 0.28％ 이상이다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이하, 0.35％ 이하, 또는 0.30％ 이하이다.
(Si: 0.010％ 이상 2.000％ 이하)
규소(Si)의 함유량이 0.010％ 미만인 경우, ??칭성 및 피로 특성이 떨어진다. 한편, Si는 Fe보다도 산화되기 쉬운 원소(산화 용이성 원소)이기 때문에, 연속 어닐링 도금 라인에 있어서 Si의 함유량이 2.000％를 초과하면, 어닐링 처리 중에 안정된 Si계 산화 피막이 강판 표면에 형성되어, 용융 Al 도금의 부착성을 저해하여, 미도금을 발생시킨다. 그 때문에, Si의 함유량은, 0.010％ 이상 2.000％ 이하로 한다. Si의 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이상, 0.100％ 이상, 또는 0.300％ 이상이다. Si의 함유량은, 바람직하게는 1.000％ 이하, 0.800％ 이하, 또는 0.600％ 이하이다.
(Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하)
망간(Mn)은, 강판의 ??칭성을 높이고, 또한 강판에 혼입될 수 있는 S에 기인하는 열간 취성을 억제 가능한 원소이다. Mn의 함유량이 0.3％ 미만인 경우에는, ??칭성이 저하되어 강도가 부족하다. 한편, Mn의 함유량이 5.0％를 초과하는 경우에는, ??칭 후의 충격 특성이 저하된다. 그 때문에, Mn의 함유량은, 0.3％ 이상 5.0％ 이하로 한다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 0.5％ 이상, 0.8％ 이상, 또는 1.0％ 이상이다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 4.0％ 이하, 3.0％ 이상, 또는 2.0％ 이하이다.
(Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 이하)
크롬(Cr)은, 강판의 ??칭성을 높이는 효과를 발휘하는 원소이지만, Cr의 함유량이 0.010％ 미만인 경우에는, 상기와 같은 ??칭성 향상 효과를 얻을 수 없어 강도가 부족하다. 한편, Cr은, Fe보다도 산화되기 쉬운 원소(산화 용이성 원소)이기 때문에, Cr의 함유량이 2.000％를 초과하는 경우에는, 어닐링 처리 중에 안정된 Cr계 산화 피막이 강판 표면에 형성되어 버려, 용융 Al 도금의 부착성을 저해하여 미도금을 발생시킨다. 그 때문에, Cr의 함유량은, 0.010％ 이상 2.000％ 이하로 한다. Cr의 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이상, 0.400％ 이상, 또는 0.800％ 이상이다. Cr의 함유량은, 바람직하게는 1.600％ 이하, 1.400％ 이하, 또는 1.000％ 이하이다.
(P: 0.1％ 이하)
인(P)은, 고용 강화 원소이며, 비교적 저렴하게 강판의 강도를 상승시킬 수 있다. 여기서, P의 함유량이 0.1％를 초과하는 경우에는, 인성을 저하시키는 등의 악영향이 발생해 버리기 때문에, P의 함유량은, 0.1％ 이하로 한다. 한편, P는 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 있어서 필요하지 않으므로, P의 함유량의 하한은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 0％로 해도 된다. P의 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 경우에는, 정련 한계상 경제적이지는 않으므로, P 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다. P의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 보다 바람직하게는, 0.01％ 이하 또는 0.005％ 이하이다.
(S: 0.1％ 이하)
황(S)은, MnS로서 강 중의 개재물이 된다. 여기서, S의 함유량이 0.1％를 초과하는 경우에는, MnS가 파괴의 기점이 되고, 연성 및 인성이 저하되어, 가공성이 저하되기 때문에, S의 함유량은, 0.1％ 이하로 한다. 한편, S는 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 있어서 필요하지 않으므로, S의 함유량의 하한은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 0％로 해도 된다. S의 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 경우에는, 정련 한계상 경제적이지는 않으므로, S의 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다. S의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하, 또는 0.005％ 이하이다.
(Al: 0.5％ 이하)
알루미늄(Al)은, 탈산제로서 강 중에 함유된다. Al은, Fe보다도 산화 용이성 원소이기 때문에, Al의 함유량이 0.5％를 초과하는 경우에는, 어닐링 처리 중에 안정된 Al계 산화 피막이 강판 표면에 형성되어 버려, 용융 Al 도금의 부착성을 저해하여 미도금을 발생시킨다. 그 때문에, Al의 함유량은, 0.5％ 이하로 한다. 한편, Al 함유량의 하한은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 0％로 해도 된다. Al의 함유량을 0.01％ 미만으로 하는 경우에는 정련 한계상 경제적이지는 않으므로, Al 함유량을 0.01％ 이상으로 해도 된다. Al의 함유량은, 바람직하게는 0.2％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하, 또는 0.08％ 이하이다.
(B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하)
붕소(B)는, ??칭성의 관점에서 유용한 원소이며, 0.0002％ 이상 함유시킴으로써, ??칭성이 향상된다. 단, 0.0100％를 초과하여 B를 함유시킨 경우, 상기한 ??칭성 향상 효과는 포화된다. 또한, B가 과잉으로 함유되면, 주조 결함이나 열간 압연 시의 균열을 발생시키는 등, 제조성이 저하된다. 그 때문에, B의 함유량은, 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. B의 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상, 0.0020％ 이상, 또는 0.0030％ 이상이다. B의 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0070％ 이하, 또는 0.0060％ 이하이다.
계속해서, 이하에, 모재(1) 중에 선택적으로 함유시킬 수 있는 성분에 대해, 상세하게 설명한다. 단, 이하에 설명하는 모재(1)의 임의 성분을 사용하는 일 없이, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판은 그 과제를 해결할 수 있다. 따라서, 모재(1)의 임의 성분의 함유량의 하한값은 모두 0％이다.
(N: 0％ 이상 0.01％ 이하)
질소(N)는, 특성의 안정화의 관점에서는 고정하는 것이 바람직하고, Ti, Nb, 및 Al 등을 사용하여 고정하는 것이 가능하다. N의 함유량이 증가하면, N의 고정용으로 함유시키는 원소의 함유량이 다량이 되어, 비용 상승을 초래하게 된다. 그 때문에, N의 함유량은, 0.01％ 이하인 것이 바람직하다. N의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하이다.
(W, Mo: 각각 0％ 이상 3％ 이하)
텅스텐(W) 및 몰리브덴(Mo)은, 각각 ??칭성의 관점에서 유용한 원소이며, 0.01％ 이상 함유시킴으로써, ??칭성을 향상시키는 효과를 발휘한다. 한편, W 및 Mo의 함유량이 각각 3％를 초과하는 경우에는, 상기 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승한다. 그 때문에, W 및 Mo의 함유량은, 각각, 0.01％ 이상 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. W 및 Mo의 함유량은, 보다 바람직하게는, 각각 0.05％ 이상이다. W 및 Mo의 함유량은, 보다 바람직하게는, 각각 1％ 이하이다.
(V: 0％ 이상 2％ 이하)
바나듐(V)은, ??칭성의 관점에서 유용한 원소이며, 0.01％ 이상 함유시킴으로써, ??칭성을 향상시키는 효과를 발휘한다. 단, 2％를 초과하여 V를 함유시킨 경우에는, 이러한 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승한다. 그 때문에, V의 함유량은, 0.01％ 이상 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. V의 함유량은, 보다 바람직하게는, 1％ 이하이다.
(Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하)
티타늄(Ti)은, N 고정의 관점에서 함유시킬 수 있고, 질량％로 N의 함유량의 약 3.4배 함유시키는 것이 바람직하다. N의 함유량은, 저감시켰다고 해도 10ppm(0.001％) 정도가 되는 경우가 많기 때문에, Ti의 함유량은, 0.005％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ti를 과잉으로 함유시킨 경우, ??칭성을 저하시키고, 또한 강도의 저하를 초래한다. 이러한 ??칭성 및 강도의 저하는, Ti의 함유량이 0.5％를 초과하면 현저해지기 때문에, Ti의 함유량의 상한은, 0.5％로 하는 것이 바람직하다. Ti의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.01％ 이상이다. Ti의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.1％ 이하이다.
(Nb: 0％ 이상 1％ 이하)
니오븀(Nb)은, N 고정의 관점에서 함유시킬 수 있고, 질량％로 N의 함유량의 약 6.6배 함유시키는 것이 바람직하다. N의 함유량은, 저감시켰다고 해도 10ppm(0.001％) 정도가 되는 경우가 많기 때문에, Nb의 함유량은, 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Nb를 과잉으로 함유시킨 경우, ??칭성을 저하시키고, 또한 강도의 저하를 초래한다. 이러한 ??칭성 및 강도의 저하는, Nb의 함유량이 1％를 초과하면 현저해지기 때문에, Nb의 함유량의 상한은, 1％로 하는 것이 바람직하다. Nb의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.02％ 이상이다. Nb의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.1％ 이하이다.
또한, 모재(1) 중의 화학 성분으로서, Ni, Cu, Sn, Sb 등이 함유되어 있어도, 본 발명의 효과가 저해되는 것은 아니다.
(Ni: 0％ 이상 5％ 이하)
니켈(Ni)은, ??칭성 외에도, 내충격 특성 개선으로 이어지는 저온 인성의 관점에서 유용한 원소이며, 0.01％ 이상 함유시킴으로써, 이러한 효과가 발휘된다. 단, 5％를 초과하여 함유시켰다고 해도, 상기와 같은 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승한다. 그 때문에, Ni를, 0.01％ 이상 5％ 이하의 범위에서 함유시켜도 된다.
(Cu: 0％ 이상 3％ 이하)
구리(Cu)는, ??칭성 외에도, 인성의 관점에서 유용한 원소이며, 0.01％ 이상 함유시킴으로써, 이러한 효과가 발휘된다. 단, 3％를 초과하여 함유시켰다고 해도, 상기와 같은 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승한다. 또한, 과잉의 Cu는, 주조편 성상의 열화나 열간 압연 시의 균열이나 흠집을 발생시킨다. 그 때문에, Cu를, 0.01％ 이상 3％ 이하의 범위에서 함유시켜도 된다.
(Sn, Sb: 각각 0％ 이상 0.1％ 이하)
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은, 모두 도금의 습윤성이나 밀착성을 향상시키는 데 유효한 원소이며, Sn 또는 Sb 중 적어도 어느 한쪽을 0.005％ 이상 함유시킴으로써, 상기와 같은 효과가 발휘된다. 한편, Sn 또는 Sb 중 적어도 어느 한쪽을 0.1％를 초과하여 함유시킨 경우, 제조 시에 흠집이 발생하기 쉬워지거나, 또한 인성의 저하를 야기하거나 한다. 그 때문에, Sn 또는 Sb 중 적어도 어느 한쪽의 함유량은, 0.1％ 이하인 것이 바람직하다.
(그 밖의 성분에 대해)
그 밖의 성분에 대해서는, 특별히 규정하는 것은 아니지만, Zr, As 등의 원소가 스크랩으로부터 혼입되는 경우가 있다. 그러나 혼입량이 통상의 범위이면, 본 실시 형태에 관한 모재(1)의 특성에는 영향을 미치지 않는다.
모재(1)의 화학 성분의 잔부는 철 및 불순물이다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
이상, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이 구비하는 모재(1)에 대해, 상세하게 설명하였다.
<알루미늄계 도금층(2)에 대해>
알루미늄계 도금이란, 알루미늄 도금, 및 알루미늄을 주성분으로 하는 합금 도금을 의미한다. 또한, 알루미늄계 도금층(2)이란, 알루미늄계 도금으로 구성되고, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하지 않는 도금층이다. 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 있어서, 알루미늄계 도금층(2)은, 적어도, 평균으로 80％ 이상 97％ 이하의 Al과, 3％ 이상 15％ 이하의 Si와, 불순물을, 합계가 100％가 되도록 함유하는 층이다. 알루미늄계 도금층(2)은, 상기 Al 및 Fe 외에도, 합계가 100％가 되는 조건하, 평균으로, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와, 합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다. 이하에서는, 이러한 알루미늄계 도금층(2)에 대해, 상세하게 설명한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)의 화학 성분의 농도 분포는, 두께 방향으로 경사져 있는 것이 통상이지만, 본 실시 형태에서는 그 화학 성분은 평균값에 의해 규정된다. 이하, 특별히 언급이 없는 한, 알루미늄계 도금층(2)의 화학 성분을 나타내는 값은, 알루미늄계 도금층(2) 전체에 있어서의 평균값이다.
(알루미늄계 도금층(2)의 형성 방법에 대해)
알루미늄계 도금층(2)은, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서 모재에 대한 산화 스케일의 발생을 억제하거나, 프레스 성형 후의 부식을 억제하거나 하는 것을 목적으로 형성된다. 이러한 알루미늄계 도금층(2)의 형성 방법으로서는, 용융 도금법을 비롯하여, 전기 도금법, 진공 증착법, 클래드법 등의 각종 형성 방법을 들 수 있다. 현재, 공업상 저비용이라는 점에서 가장 보급되어 있는 도금법은 용융 도금법이며, 이러한 용융 도금법이 알루미늄계 도금층(2)의 형성에 바람직하게 사용된다. 이하에, 용융 도금법을 예로 들어, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)에 대해, 상세하게 설명한다.
(Al: 80％ 이상 97％ 이하)
본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)은, Al을 80％ 이상 함유한다. Al은, 융점이 660℃, 비점이 2470℃이고, 다른 도금종으로서 대표적인 아연(Zn: 융점 419.5℃, 비점 907℃)의 융점, 비점, 및 Sn(융점 231.9℃, 비점 2603℃)의 융점에 비해 높다. 그 때문에, 프레스 전에 가열 공정을 갖는 핫 스탬프를 위해 사용되는 강재의 도금에 요구되는, 모재에 대한 산화 스케일 생성의 억제, 및 가열 공정에 있어서의 설비에 대한 도금 성분 부착에 의한 오염의 억제라고 하는 관점에서, 알루미늄계 도금은 Zn 및 Sn보다도 우수하다. 또한, 핫 스탬프에서는 가열 공정의 직후에 고온에서 프레스 성형이 실시되기 때문에, Zn 도금 처리에 있어서 발생하는 액체 금속 취화(Liquid Metal Embrittlement: LME)가 억제된다는 점에서도, Al계 도금은 핫 스탬프용 강재의 도금으로서 우수하다. 이상과 같은 모재에 대한 산화 스케일 발생의 억제, 설비 오염의 억제, 및 LME 억제의 관점에서, 알루미늄계 도금층(3)에 있어서의 Al 함유량은, 80％ 이상으로 한다. 또한, 후술하는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)에 있어서 Si의 함유량은 3％ 이상이므로, 알루미늄계 도금층(3)에 있어서의 Al 함유량의 상한값은 97％이다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)에 있어서, Al의 함유량은, 80％ 이상 97％ 이하이다. Al의 함유량은, 바람직하게는 82％ 이상, 84％ 이상, 또는 86％ 이상이다. Al의 함유량은, 바람직하게는 95％ 이하, 93％ 이하, 또는 90％ 이하이다.
(Si: 3％ 이상 15％ 이하)
본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)은, Al 이외의 성분으로서, 또한 Si를 3％ 이상 15％ 이하 함유한다. 용융 도금법에 있어서 용융 Si를 도금액에 함유시킴으로써, 알루미늄계 도금 처리 시에 생성되는 Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층(3)의 두께를 제어할 수 있다. Si 함유량이 3질량％ 미만인 경우에는, Al 도금을 실시하는 단계에서 금속간 화합물층(3)이 두껍게 성장해 버려, 가공 시에 있어서 도금층의 균열을 조장하여, 내식성에 악영향을 미칠 가능성이 있다. 한편, Si의 함유량이 15질량％를 초과하는 경우에는, Al-Fe 금속간 화합물층의 두께가 과도하게 억제되어, 핫 스탬프 시의 가열 효율이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Si의 함유량은, 3질량％ 이상 15질량％ 이하이다. Si의 함유량은, 바람직하게는 5질량％ 이상, 7질량％ 이상, 또는 8질량％ 이상이다. Si의 함유량은, 바람직하게는 13질량％ 이하, 11질량％ 이하, 또는 10질량％ 이하이다.
(Zn: 5％ 이하)
알루미늄계 도금층(2) 중에 Zn을 함유시킴으로써, 이미 설명한 바와 같이 LME가 발생할 가능성이 있다. 그 때문에, LME 억제의 점에서, Zn의 함유량은, 5질량％ 이하, 4질량％ 이하, 또는 3질량％ 이하인 것이 바람직하다. Zn은 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 알루미늄계 도금층(2)에 있어서 필요하지 않으므로, Zn은 알루미늄계 도금층(2) 중에 함유되지 않아도 된다. 즉, 알루미늄계 도금층(2)의 Zn 함유량은 0질량％여도 된다.
(Fe: 5％ 이하)
용융 도금법을 사용하여 알루미늄계 도금층(2)을 형성하는 경우, 욕 중의 기기나 강대로부터 용출되는 Fe가, 알루미늄계 도금층(2) 중에 2 내지 4질량％ 함유 되는 경우가 있다. 알루미늄계 도금층(2)에 있어서, 2 내지 4질량％의 Fe는 허용된다. 한편, Fe의 함유량이 5％를 초과하면, 코일 권취 시에 알루미늄계 도금층(2)에 크랙을 발생시키므로, 핫 스탬프 가열 시의 Fe의 산화 스케일의 발생을 충분히 억제하지 못하는 경우가 있다. 그 때문에, 알루미늄계 도금층(2)에 있어서의 Fe의 함유량은, 5％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Fe는 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 알루미늄계 도금층(2)에 있어서 필요하지 않으므로, Fe는 알루미늄계 도금층(2) 중에 함유되지 않아도 된다. 즉, 알루미늄계 도금층(2)의 Fe 함유량은 0질량％여도 된다.
또한, Fe 이외에 욕 중의 기기나 강대로부터 용출될 가능성이 있는 원소로서는, Cr, Mo, V, W, Mn 등을 들 수 있다. 이 원소들도, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 특성에 악영향을 미치지 않는 범위 내에서, 알루미늄계 도금층(2)에 불순물로서 함유되어도 된다.
본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)은, 또한 마그네슘(Mg), 칼슘(Ca), 스트론튬(Sr) 및 리튬(Li) 중 적어도 어느 것을 함유시키는 것도 가능하다. 이 원소들은 알루미늄계 도금층(2)에 있어서 필수는 아니므로, 그 함유량이 0％여도 된다. 한편, 특히 Mg 및 Ca는, 알루미늄계 도금층(2)의 표면의 방사율을 상승시켜, 열흡수의 효율을 향상시킬 수 있다. 또한, 엘링감도(Ellingham diagram)에 의하면, Mg 및 Ca는 Al보다도 산화 용이성 원소이다. 그 때문에, Mg 및 Ca 중 적어도 어느 한쪽을, 합계로 0.01％ 이상 함유시킴으로써, 핫 스탬프 가열 공정에서의 도금의 내산화성이 향상되어, 핫 스탬프 후의 내식성을 보다 향상시킬 수 있다. 또한, 핫 스탬프 가열 시에 형성되는 Mg, Ca계의 산화물은, 알루미늄계 도금층(2)의 표면의 방사율을 향상시켜 열의 흡수 효율을 증가시키고, 핫 스탬프 시의 가열 효율을 향상시킨다. 한편, Mg 및 Ca 중 적어도 어느 한쪽을 합계로 3％를 초과하여 함유하면, 과잉으로 산화성을 상승시키기 때문에 용융 도금 처리 시의 도금욕에 산화막이 생성되어, 처리 후의 도금 외관의 저하나 미도금 발생으로 이어진다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)은, Mg 및 Ca 중 적어도 어느 것을, 합계로 0.01％ 이상 3％ 이하 함유하는 것이 바람직하다. Mg 및 Ca 중 적어도 어느 것의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. Mg 및 Ca 중 적어도 어느 것의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는 1％ 이하이다.
본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금층(2)의 화학 성분은, Al, Si, Zn, Fe, Mg, Ca, Sr, Li 그리고 불순물을, 합계로 100질량％가 되도록 함유한다. 불순물이란, 예를 들어 욕 중의 기기로부터 용출된 성분, 모재 강판으로부터 용출된 합금 성분, 및 도금욕의 원료에 혼입되어 있던 성분 등이며, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 특성에 악영향을 미치지 않는 범위 내에서 허용되는 성분이다.
(조성 분석 방법에 대해)
상기한 알루미늄계 도금층(2)의 성분 특정 방법으로서는, 도금층을 용해시키고, 용해액을 고주파 유도 결합 플라스마(Inductively Coupled Plasma: ICP) 발광 분광 분석법을 사용하여 정량 분석하는 방법을 들 수 있다. 알루미늄계 도금층(2)의 용해 방법으로서는, 예를 들어 수산화나트륨 수용액에 대한 침지 방법을 들 수 있다. 구체적으로는, JIS G 3314:2011에 기재된 바와 같이, 수산화나트륨(JIS K8576) 2g에 대해, 물 8mL의 비율로 용해하여 조정한 수용액을 85℃ 이상으로 가열하고, 공시재(예를 들어 사이즈 30×30㎜, 측정하는 면에 대해 반대측의 면을 사전에 테이프로 마스크함)를 침지하고, 도금의 용해에 기인한 발포가 진정될 때까지 침지함으로써 알루미늄계 도금층(2)을 용해시킬 수 있다. 이 방법은, 수산화나트륨 수용액에 알루미늄은 용해되지만, Fe를 포함한 Al-Fe 금속간 화합물층, 모재는 용해되지 않는 성질을 이용한 방법이다.
(알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 합계 두께에 대해)
알루미늄계 도금층(2)의 두께는, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 합계 두께가 10㎛ 이상 40㎛ 이하인 것이 바람직하다. 알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 합계 두께가 10㎛ 이상인 경우에는, 핫 스탬프 가열 공정에서의 모재(1)에 있어서의 산화 스케일의 발생의 억제, 및 핫 스탬프에 있어서의 프레스 성형 후의 부식의 억제를 충분히 달성할 수 있다. 한편, 알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 합계 두께가 40㎛ 이하인 경우에는, 핫 스탬프에 있어서의 프레스 성형 시에 전단 응력이나 압축 응력이 걸리는 부위에서의 도금의 박리를 억제함으로써, 박리된 개소로부터 발생하는 부식을 한층 저해하여, 프레스 성형 후의 부식을 한층 억제할 수 있다.
알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 합계 두께의 특정 방법으로서는, 예를 들어 알루미늄계 도금층(2) 및 금속간 화합물층(3)의 단면을 광학 현미경이나 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope: SEM)을 사용하여 관찰함으로써 계측하는 방법이 있다.
이상, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이 구비하는 알루미늄계 도금층(2)에 대해, 상세하게 설명하였다.
<금속간 화합물층(3)에 대해>
본 실시 형태에 있어서, 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서의 가열 효율의 향상을 도모하기 위해서는, 금속간 화합물층(3)이 가장 중요한 역할을 한다. 이하에서는, 이러한 금속간 화합물층(3)에 대해, 상세하게 설명한다.
(금속간 화합물층(3)의 성분에 대해)
금속간 화합물층(3)은, 전술한 바와 같이, 모재(1)와 알루미늄계 도금층(2) 사이에 위치하고, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 층이다. 이러한 금속간 화합물층(3)의 화학 성분은 특별히 한정되지 않는다. 모재(1)의 화학 성분 및 알루미늄계 도금층(2)의 화학 성분이 상기 범위 내이며, 또한 금속간 화합물층(3)의 두께가 후술하는 범위 내가 되도록 합금화 처리가 이루어져 있으면, 금속간 화합물층(3)의 화학 성분에 구애되지 않고 양호한 특성이 얻어지기 때문이다. 금속간 화합물층(3)의 화학 성분은, 평균으로, 통상, Al을 35 내지 65질량％ 함유하고, Si를5 내지 15질량％ 함유하고, 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어지지만(Al 및 Si 이외의 성분이 알루미늄계 도금층(2)에 포함되어 있으면, 이것도 금속간 화합물층(3)에 포함됨), 이것에 한정되지 않는다.
Al과 Fe의 금속간 화합물이란, Fe-Al계 금속간 화합물뿐만 아니라, 예를 들어 Fe-Al-Si계 금속간 화합물 등의, Fe 및 Al 이외의 원소를 함유하는 금속간 화합물도 포함하는 개념이다. Fe-Al계 금속간 화합물이란, 예를 들어 Fe3Al, FeAl, ε상(FeAl상과 액상으로부터 포정 반응에 의해 생성되는 상), FeAl2(ζ), Fe2Al5(η), FeAl3(θ), FeAl5, 및 FeAl4 등이다. Fe-Al-Si계 금속간 화합물이란, 예를 들어 Al3Fe3Si2(τ1), Al12Fe5Si5(τ2), Al9Fe5Si5(τ3), Al3FeSi2(τ4), Al15Fe5Si5(τ5), 및 Al4FeSi(τ5) 등이다. 이들 금속간 화합물은, 일반적으로 극히 경질이며, 취성을 갖는다는 점에서 공통된 특성을 갖는다. 또한, 핫 스탬프 시의 열특성에 관해서도, 이들 상에 특별한 차이는 없다고 생각된다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에서는, Al과 Fe의 금속간 화합물의 종류는 특별히 한정되지 않는다. 이러한 금속간 화합물층(3)의 조성은, 공지의 것이다.
상술한 바와 같이, 이러한 금속간 화합물층(3)은, 일반적으로 극히 경질이며, 또한 취성이 있으므로, 가공한 경우에 크랙이 발생하여 파괴의 기점이 되고, 또한 이러한 기점으로부터 알루미늄계 도금층(2)의 균열이 야기된다. 심한 경우는, 도금 후의 스킨패스 압연이나 레벨러를 행하였을 때나 블랭킹 공정 시에 금속간 화합물층(3)이 균열되어, 알루미늄계 도금층(2)이 박리되어 떨어지는 경우가 있다.
또한, 상기 금속간 화합물층(3)은, 핫 스탬프의 가열 공정의 승온 속도에 대해, 매우 중요한 역할을 담당하고 있다. 핫 스탬프의 가열 공정에서는, 통전 가열이나 근적외 가열, 원적외 가열, 복사 가열 등이 가열 방법으로서 사용되는데, 특히, 공업 생산성이 높고, 블랭크 사이즈 제약이 적다고 하는 이점으로부터, 근적외 가열, 원적외 가열, 복사 가열이 많이 사용되고 있다. 이들 가열 방법에 있어서는, 모두 강판 표면의 방사율이, 가열의 승온 속도에 크게 영향을 미친다. 그리고 본 발명자들은, 예의 검토 결과, 상기 금속간 화합물층(3)이 강판 표면의 방사율의 증가에 매우 중요한 것을 알아냈다.
핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서, 상기 금속간 화합물층(3)에는, 온도의 상승에 수반하여 모재(1) 중(예를 들어, 모재(1)의 표면 근방)의 Fe가 알루미늄계 도금층(2) 중으로 확산되기 때문에, 고Al 농도를 갖는 알루미늄계 도금층(2)의 두께는 감소하는 한편, 금속간 화합물층(3)이 성장하여 두께가 증가한다. 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서, 최종적으로는 알루미늄계 도금층(2)의 최표면까지 금속간 화합물층(3)이 형성된다. 또한, 핫 스탬프 시의 가열 과정의 승온 속도는, 실온부터 750℃ 정도까지가 느리고, 750℃ 이상에서는 빨라지는 것을 알 수 있었다. 또한, 특히 650 내지 750℃의 온도 영역의 승온 속도가 가장 느린 것이 판명되었다. 이러한 현상의 원인은 분명하지는 않지만, 승온 속도가 특히 느려지는 650 내지 750℃의 온도 영역은, 금속 Al의 융점인 660℃에 가깝다는 점에서, 이하와 같이 추정하고 있다. 즉, Al은, 원래 방사율이 낮지만, 온도가 650 내지 750℃가 되면, Al이 용융됨으로써 표면이 평활화되어 더욱 방사율이 저하되는 것이라고 생각된다. 또한, 750℃ 이상의 온도 영역에서는, Al과 Fe의 금속간 화합물로 이루어지는 금속간 화합물층(3)이 표면까지 형성되기 때문에, 방사율이 향상된다. 이와 같이 방사율이 변화됨으로써 열의 흡수 효율도 변화되었기 때문에, 온도 영역에 따라 승온 속도에 차이가 발생하였다고 생각된다.
Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성되면 방사율이 향상되는 것을 시사하는 사실로서, 알루미늄계 도금층(2)의 표면 외관에 관하여, 가열 전에는 표면 외관이 금속 광택을 가진 은백색인 것에 비해, 알루미늄계 도금층(2)의 표면까지 Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성되면, 표면 외관이 검은 빛을 띤 색으로 변화되며, 금속 광택이 없어지는 것을 들 수 있다. 이상과 같이, 핫 스탬프 시의 가열 과정에 있어서, Al과 Fe의 금속간 화합물이 알루미늄계 도금층(2)의 표면까지 형성되는 것이 가열 효율의 향상에 중요한 것을 알 수 있었다.
한편, 금속간 화합물층은, 전술한 바와 같이 경질이므로, 다량으로 형성되면 파괴되기 쉬워져 버려, 핫 스탬프의 성형 시에 도금 밀착성의 문제가 발생한다. 그래서 본 발명자들은, 상기 금속간 화합물층(3)의 평균 두께를 과도하게 두껍게 하는 것을 억제하면서, 국소적으로 두꺼운 부분을 일정 비율로 형성시키는 것에 상도하였다. 이에 의해, 도금 밀착성의 문제를 해결하고, 또한 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서 Al과 Fe의 금속간 화합물을 알루미늄계 도금의 표면까지 형성시켜, 가열 효율을 촉진시킬 수 있다.
(금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값: 2㎛ 이상 10㎛ 이하)
이상의 생각에 기초하여, 상기 금속간 화합물층(3)의 평균 두께는, 2㎛ 이상 10㎛ 이하로 한다. 두께의 평균값이 2㎛ 미만인 경우에는, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서, 표면까지 금속간 화합물이 성장하는 데 시간을 요하여, 승온 속도의 향상이 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 두께의 평균값이 10㎛를 초과하는 경우에는, 스킨패스 압연, 레벨러 교정, 블랭킹 공정 시 등에 있어서, 도금 밀착성의 문제가 발생한다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값은, 바람직하게는 3㎛ 이상, 4㎛ 이상, 또는 5㎛ 이상이다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값은, 바람직하게는 10㎛ 이하, 9㎛ 이하, 또는 8㎛ 이하이다.
(금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값: 10㎛ 이상 25㎛ 이하)
상기 금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값은, 10㎛ 이상 25㎛ 이하로 한다. 두께의 최댓값이 10㎛ 미만인 경우에는, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서, 표면까지 금속간 화합물이 성장하는 데 시간이 걸려, 승온 속도의 향상이 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 두께의 최댓값이 25㎛를 초과하는 경우에는, 스킨패스 압연, 레벨러 교정, 블랭킹 공정 시 등에 있어서, 도금 밀착성의 문제가 발생한다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값은, 바람직하게는 10㎛ 이상, 12㎛ 이상, 또는 15㎛ 이상이다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값은, 바람직하게는 23㎛, 21㎛ 이하, 또는 18㎛ 이하이다.
(금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차: 2㎛ 이상 10㎛ 이하)
상기 금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차는, 2㎛ 이상 10㎛ 이하로 한다. 두께의 표준 편차가 2㎛ 미만인 경우에는, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서, 표면까지 금속간 화합물이 성장하는 것에 시간이 걸려, 승온 속도의 향상이 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 두께의 표준 편차가 10㎛를 초과하는 경우에는, 스킨패스 압연, 레벨러 교정, 블랭킹 공정 시 등에 있어서, 도금 밀착성의 문제가 발생한다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차는, 바람직하게는 2㎛ 이상, 3㎛ 이상, 또는 4㎛ 이상이다. 금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차는, 바람직하게는 9㎛ 이하, 8㎛ 이하, 또는 7㎛ 이하이다.
(금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값, 및 표준 편차의 측정 방법 및 산출 방법에 대해)
상기 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차는, 알루미늄계 도금 강판을 두께 방향과 평행하게 절단하고, 연마 등의 조제를 적절하게 행한 단면에 있어서 측정된다. 구체적으로는, 단면에 있어서 금속간 화합물층(3)이 보이는 범위를, SEM을 사용하여, 300배로 관찰한다. SEM 관찰에 의해 얻어지는 상은, 2차 전자 상 및 반사 전자 상 중 어느 것이어도 된다. 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 모재, 금속간 화합물층, 및 알루미늄계 도금층은, 통상, 도 3에 예시되는 바와 같이, SEM 관찰에 의해 명료하게 구별할 수 있다. 모재, 금속간 화합물층, 및 알루미늄계 도금층의 계면을 SEM 관찰에 의해서는 명료하게 확인할 수 없는 경우는, EPMA에 의한 도금 성분의 면 분석을 행하여, Fe와 Al의 금속간 화합물을 특정한다. 그리고 Fe와 Al의 금속간 화합물을 포함하는 영역을 금속간 화합물층(3)으로 간주하고, Fe와 Al의 금속간 화합물을 포함하지 않는 Al 주체의 영역을 알루미늄계 도금층(2)으로 간주하고, Fe와 Al의 금속간 화합물을 포함하지 않는 Fe 주체의 영역을 모재(1)로 간주한다.
얻어진 관찰 사진에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께를, 도 5에 예시되는 바와 같이, 20개소에 있어서 측정한다. 측정은, 관찰 사진 내에 있어서 등간격으로 실시하고, 측정 개소간의 거리는 6.5㎛로 한다. 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에서는, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면, 및 금속간 화합물층(3)과 알루미늄계 도금층(2)의 계면은 불규칙한 형상으로 되어 있는 것이 통상이며, 이러한 불규칙 형상은 각 측정 개소에 있어서의 두께 측정값에 반영시킬 필요가 있다.
관찰 사진에 있어서 측정한, 각 측정 개소에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께값 d1 내지 d20을 사용하여, 관찰 사진에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값, 및 표준 편차를 다음과 같이 구할 수 있다. 즉, d1 내지 d20의 산술 평균값 dAVE를, 관찰 사진에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값으로 한다. d1 내지 d20 중 가장 큰 값을, 관찰 사진에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께의 최대값으로 한다. 관찰 사진에 있어서의 금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차는, 이하의 식에 따라서 산출한다.
Figure pct00001
여기서, s는 금속간 화합물층(3)의 두께의 표준 편차이고, i는 측정 번호(1 내지 20)이고, dAVE는 상술한 바와 같이 d1 내지 d20의 산술 평균값이다. 도 5는, 이들 두께의 평균값, 최댓값, 표준 편차에 대해, 본 실시 형태에 관한 금속간 화합물층(3)을 실측한 예이다.
이상, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이 구비하는 금속간 화합물층(3)에 대해, 상세하게 설명하였다.
<산화물 함유 영역(4)에 대해>
도 2에 모식적으로 나타낸 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판에 있어서, 모재(1)의 내부에 있어서의 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면 부근에는, 산화물 함유 영역(4)이 존재하고 있는 것이 바람직하다. 본 발명자들의 예의 검토 결과, 상기 산화물 함유 영역(4)을 마련함으로써, Al과 Fe의 금속간 화합물이 보다 효과적으로 형성되는 것이 명확해졌다. 이 원인은 분명하지는 않지만, 모재(1)의 표면 근방에 산화물이 존재함으로써 모재(1) 표면 부근의 Fe 이외의 원소의 고용량이 감소하고, 알루미늄계 도금층(2)으로의 Fe의 확산이 촉진되기 때문이라고 생각된다. 알루미늄계 도금층(2)에 대한 Fe의 확산이 촉진됨으로써, 알루미늄계 도금층(2) 표면에 Al과 Fe의 금속간 화합물이 형성될 때까지의 시간이 짧아져, 그 결과, 강판의 가열 효율이 한층 더 향상된다(즉, 승온 속도가 한층 더 향상됨).
(산화물 함유 영역(4)의 존재 범위에 대해)
이러한 산화물 함유 영역(4)은, 모재(1)의 두께 중심 방향을 향해, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면으로부터 5㎛까지의 범위 내에 존재하는 것이 바람직하다.
(산화물 함유량에 대해)
이러한 산화물 함유 영역(4)은, Si, Mn, Cr, 및 B 중 적어도 어느 산화물을, 1질량％ 이상 10질량％ 이하의 합계 함유량으로 함유하는 것이 바람직하다. 이러한 산화물의 합계 함유량을 1％ 이상으로 함으로써, 상기와 같은 효과를 확실하게 얻을 수 있다. 한편, 산화물의 합계 함유량을 10질량％ 이하로 하면, 도금 중으로의 철의 확산을 확보하여, 가열 효율을 한층 높게 유지할 수 있다. 나아가, 산화물의 합계 함유량을 10질량％ 이하로 하면, 도금 밀착성을 한층 높게 유지할 수 있다. 산화물의 합계 함유량은, 10질량％ 이하인 것이 바람직하다.
(산화물 함유량의 특정 방법에 대해)
상기와 같은 산화물의 합계 함유량은, 이하와 같이 하여 특정할 수 있다.
즉, 강판의 두께 방향을 따라 절단한 단면에 있어서, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면으로부터 모재 내로 5㎛ 이내의 임의의 100개소를, EPMA로 분석한다. 측정 개소끼리의 거리는, 0.2㎛ 이상으로 하고, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면으로부터 모재 내로 5㎛ 이내의 영역에 있어서 측정 개소를 균등하게 분산시킬 필요가 있다. 본 명세서에 있어서는, 산화물의 합계 함유량을 이하와 같이 정한다. EPMA 분석에 의해, Si, Mn, Cr, B의 강도가, 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면으로부터 모재 내로 30㎛의 깊이의 위치에 있어서의 강도에 비해 3배 이상으로 농화되어 있는 개소이며, 또한 산소(O)에 대해서도 농화의 피크가 확인된 개소의 수를 카운트한다. 그리고 나서, 얻어진 개소 수를 100으로 나눈 비율을 100분율로 나타낸 것을, 산화물의 합계 함유량(여기서는 질량％로 표시함)으로 한다.
이상, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이 구비할 수 있는 산화물 함유 영역(4)에 대해 설명하였다.
[알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에 대해]
계속해서, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 가열 효율이 우수한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에 대해, 상세하게 설명한다.
본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법은, 강 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 공정과, 열연 강판을 권취하는 공정과, 열연 강판을 산세하는 공정과, 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻는 공정과, 냉연 강판에 연속적으로 어닐링 처리 및 용융 알루미늄계 도금 처리를 하는 공정을 구비한다. 강 슬래브의 성분은, 질량％로, C: 0.15％ 이상 0.5％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.1％ 이하, Al: 0.5％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하, N: 0％ 이상 0.01％ 이하, W: 0％ 이상 3％ 이하, Mo: 0％ 이상 3％ 이하, V: 0％ 이상 2％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하, Nb: 0％ 이상 1％ 이하, Ni: 0％ 이상 5％ 이하, Cu: 0％ 이상 3％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및 Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 즉, 강 슬래브의 성분은, 모재(1)의 성분과 동등하다. 강 슬래브의 바람직한 성분은, 상술된 모재(1)의 바람직한 화학 성분에 준한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에서는, 권취에서의 강판 권취 온도 CT를, 700℃ 이상 850℃ 이하로 하고, 냉간 압연 후의 냉연 강판의 표면의 산술 평균 조도 Ra를, 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하로 하고, 용융 알루미늄계 도금 처리에 있어서의 도금욕은, 80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과, 3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와, 불순물과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과, 0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와, 합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 100질량％가 되도록 함유한다. 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에서는, 어닐링 처리에 있어서, 판 온도 650℃ 이상 900℃ 이하의 범위의 어닐링 분위기의 수증기 분압 PH2O와 수소 분압 PH2의 관계식 log(PH2O/PH2)의 값을, -3 이상 -0.5 이하로 하고, 판 온도에 있어서의 어닐링 시간을, 60초 이상 500초 이하로 해도 된다. 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에서는, 도금욕은, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 0.01질량％ 이상 3질량％ 이하 함유해도 된다.
이하에서는, 보다 구체적인 제조 조건에 대해, 상세하게 설명한다. 이하에 설명되는 제조 조건을 충족하는 제조 방법에 의하면, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판을 적합하게 제조할 수 있다. 단, 당연히, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 상술한 구성을 갖는 알루미늄계 도금 강판은, 그 제조 조건에 구애되지 않고, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판이라고 간주된다.
<제강, 주조, 열간 압연, 권취>
앞서 설명한 바와 같은 모재(1)의 화학 조성을 만족하도록, 제강 공정에서 강의 화학 성분을 조정한 후, 이 강을 연속 주조에서 슬래브로 한다. 얻어진 슬래브(강)에 대해, 예를 들어 1300℃ 이하의 가열 온도(예를 들어, 1000 내지 1300℃)에서 열간 압연을 개시하고, 900℃ 전후(예를 들어, 850 내지 950℃)에서 열간 압연을 완료시켜, 이에 의해 열연 강판을 얻는다. 열간 압연율은, 예를 들어 60 내지 90％로 하면 된다.
(열간 압연 처리 후의 열연 강판 권취 온도 CT에 대해)
열간 압연 후의 열연 강판의 권취 온도 CT는, 가열 효율이 우수한 핫 스탬프용 알루미늄계 도금 강판에 있어서, 중요한 조건 중 하나이다. 일반적으로, 권취 온도 CT는 권취 후의 방랭 중에, 열연 강판에 발생하는 탄화물(소재의 연성을 열화시킴)을 억제할 목적으로, 500 내지 600℃ 정도의 저온이 바람직하다. 그러나 본 발명자들은, 강판 권취 온도 CT를 700℃ 이상으로 함으로써, 용융 알루미늄계 도금 후의 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차를, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서의 가열 효율이 우수하도록 제어 가능한 것을 알아냈다. 이 이유에 대해서는 분명하지는 않지만, 본 발명자들은, 다음과 같이 추정하고 있다. 즉, 상기 금속간 화합물(3)은, 용융 알루미늄계 도금 처리 시에 도금 성분인 Al과 모재(1) 중의 Fe의 반응에 의해 형성되므로, 모재(1) 중의 Fe의 반응성이 금속간 화합물의 생성에 중요해진다. 여기서, 강판 권취 온도 CT를 700℃ 이상으로 함으로써, 모재(1)에 함유되어 있는 Fe 이외의 원소의 모재 표면으로의 확산을, 촉진시킬 수 있다. 열간 압연의 분위기는 대기이므로, 열간 압연과 권취 사이의 기간에, Fe 스케일이 모재(열연 강판) 표면에 형성됨과 함께, 모재 표면에 도달한 Fe 이외의 원소도 용이하게 산화되어, Fe와 Fe 이외의 원소의 복합 산화 스케일이 형성되거나, Fe 스케일과 모재의 계면에 서브 스케일 등이 형성되거나 한다. 이러한 스케일은, 모두 후속 공정인 산세에 의해 제거되지만, 모재 표면에 있어서 Fe 이외의 원소의 농도는 감소하고, Fe 농도는 상대적으로 증가한다. 이에 의해 용융 알루미늄계 도금 처리에 있어서 Fe의 알루미늄계 도금 중으로의 확산이 촉진된다고 생각된다. 또한, 모재 표면 부근에 있어서의 Fe 이외의 원소의 농도의 감소는, Fe의 결정립계에서 특히 촉진되기 때문에, 금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값, 표준 편차의 값을 크게 할 수 있다. 또한, 모재(1) 중의 Fe를 알루미늄계 도금 중으로 확산되기 쉽게 하는 효과도 확인되어, 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서의 강판의 가열 효율도 우수한 것이 된다. 또한, 전술한 바와 같이 권취 온도의 고온화에 의해 탄화물이 발생하기는 하지만, 핫 스탬프 시의 가열에 의해 용해되므로, 본원의 강판 권취 온도 CT를 700℃ 이상으로 해도 부품 특성으로서 중요한 핫 스탬프 후의 재질에 대해 특별히 열화는 발생하지 않는다.
이상의 효과를 얻기 위해, 강판 권취 온도 CT를 700℃ 이상으로 한다. 또한, 강판 권취 온도 CT가 850℃를 초과하면, 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값, 표준 편차가 과잉으로 커지는 데다가, 열간 압연의 온도 확보가 곤란해진다. 그 때문에, 강판 권취 온도 CT는, 850℃를 상한으로 한다. 열간 압연 후의 강판 권취 온도 CT는, 바람직하게는 710℃ 이상, 또는 720℃ 이상이다. 열간 압연 후의 강판 권취 온도 CT는, 바람직하게는 830℃ 이하, 또는 810℃ 이하이다.
<산세 처리>
권취 후의 열연 강판의 산세 처리의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 염산 산세, 황산 산세 등 어느 방법이어도 되지만, 황산 산세보다 염산 산세 쪽이 강판 표면의 Fe 이외의 원소 농도의 감소를 유지하기 쉽다는 점에서, 염산 산세인 것이 바람직하다. 또한, Fe와 Fe 이외의 원소의 복합 산화 스케일, 및 Fe 스케일과 상기 모재(1)의 계면에 발생하는 서브 스케일을 일부 잔존시킴으로써, 후속 공정인 용융 알루미늄계 도금 처리 후의 모재 내부에, 산화물 함유 영역을 형성시킬 수도 있다. 이 때문에, 산세 시간은, 600초 이하로 하는 것이 바람직하다. 단, 산세 시간이 10초 미만인 경우에는, Fe 스케일이 잔존하고 용융 도금 처리 시에 미도금을 형성하기 때문에 실용적이지 않다. 따라서, 산세 시간은, 10초 이상 600초 이하인 것이 바람직하다. 산세 시간은, 보다 바람직하게는, 20초 이상 400초 이하이다.
<냉간 압연>
(냉간 압연율 및 냉연 강판 표면 조도에 대해)
산세 후, 열연 강판은 냉간 압연된다. 이러한 냉간 압연에 있어서의 냉간 압연율은, 예를 들어 30 내지 90％로 할 수 있고, 바람직하게는 40％ 이상 70％ 이하이다.
또한, 상술한 권취 조건이 적용됨으로써, 합금 성분의 일부가 제거되어 Fe 농도가 높아진 모재 표면에, 냉간 압연에 의해 요철을 형성할 필요가 있다고 생각된다. 냉간 압연 후의 강판(즉, 냉연 강판)의 표면 조도를 크게 함으로써, 알루미늄계 도금층(2)과 모재(1)의 접촉 표면적을 증가시켜, Fe의 확산 효율을 한층 향상시킬 수 있다. 또한, 알루미늄계 도금층(2)과 모재(1)의 계면을 불균일하게 함으로써, Fe의 확산을 한층 불균일하게 하여, 금속간 화합물층의 두께의 표준 편차를 크게 할 수 있다. 실제로, 금속간 화합물층의 두께의 요철은, 단순히 예상되는 모재 표면의 요철을 따른 것이 아니라, 도 3에 나타내는 바와 같이, 모재 표면이 오목하게 들어가 있을수록, 금속간 화합물층이 두꺼워지는 것을 알 수 있었다.
이 효과를 얻기 위해서는, 냉간 압연 후의 모재의 표면 조도를, 산술 평균 조도 Ra로 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하로 하는 것이 중요하다. 표면의 산술 평균 조도 Ra를 0.5㎛ 이상으로 함으로써, 용융 알루미늄계 도금 처리에 있어서의 Fe의 알루미늄계 도금 중으로의 확산이 특히 국소적으로 촉진되어, 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차의 값이 커진다. 또한, 산술 평균 조도 Ra가 0.5㎛ 이상이면, 핫 스탬프 시의 가열 공정에서 Fe가 알루미늄계 도금층(2)으로 확산되기 쉬워진다. 그 결과, 알루미늄계 도금층(2)의 표면까지 단시간에 합금화시킬 수 있으므로, 핫 스탬프 시의 가열 과정에 있어서의 가열 효율이 향상된다. 한편, 산술 평균 조도 Ra가 5㎛를 초과하면, 금속간 화합물층(3)의 두께가 과잉으로 불균일해져, 핫 스탬프 시의 성형성이 저하되는 데다가, 용융 도금 라인의 어닐링로 내의 허스 롤을 손상시킨다. 그 때문에, 산술 평균 조도 Ra는, 5㎛ 이하로 한다. 냉간 압연 후의 강판의 표면 조도(산술 평균 조도 Ra)는, 바람직하게는 0.7㎛ 이상, 또는 0.9㎛ 이상이다. 냉간 압연 후의 모재의 표면 조도(산술 평균 조도 Ra)는, 바람직하게는 4㎛ 이하, 또는 3㎛ 이하이다.
모재의 표면의 산술 평균 조도는, 냉간 압연용 롤의 표면 조도를 통해 제어 가능하다. 또한, 롤에 대한 가압력, 및 모재가 롤을 통과하는 속도도, 모재의 표면의 산술 평균 조도에 영향을 미치므로, 모재의 표면의 산술 평균 조도의 제어 인자로서 이용 가능하다.
또한, 표면 조도를 상술한 범위 내로 하는 것과, 권취 온도를 상술한 범위 내로 하여 모재 표면의 Fe 농도를 높이는 것의 양쪽을 함으로써, 최종적으로 얻어지는 금속간 화합물층의 두께의 평균값, 최댓값, 및 표준 편차가 모두 바람직하게 제어된다. 권취 온도, 또는 표면 조도 중 어느 것의 최적화만을 통해, 금속간 화합물층을 바람직하게 제조하기는 어렵다. 예를 들어, 금속간 화합물층의 두께의 표준 편차를 높이는 것은, 권취 온도를 상기 범위를 초과하는 것으로 함으로써도, 또는 표면 조도를 상기 범위를 초과하는 것으로 함으로써도 가능하지만, 이 경우, 금속간 화합물층의 두께의 평균값, 및 최댓값 중 어느 것 또는 양쪽이 과잉으로 되어 버린다. 이러한 권취 온도가, 모재의 표면 조도에 상승적으로 영향을 미치는 이유로서, 권취 온도를 높여 모재 표면이 탈탄됨으로써 연질화되었기 때문에, 그 후의 냉간 압연 시의 롤의 표면 조도가 모재의 표면 조도에 미치는 영향이 촉진되었을 가능성을 생각할 수 있다.
(산술 평균 조도 Ra의 측정 방법에 대해)
냉간 압연 후의 강판의 산술 평균 조도 Ra는, JIS B0601(2013)(ISO4287에 대응한 규격임)에 의거하여, 접촉식 표면 조도계를 사용하여 냉연 강판의 표면을 측정함으로써 구할 수 있다. 본 실시 형태에 있어서는, 상기 방법을 5회 실시하여 얻어진 값의 평균값을, 냉간 압연 후의 강판의 산술 평균 조도 Ra로 한다.
<어닐링 공정>
상기 처리에서 얻어진 냉연 강판은, 용융 도금 라인에서 연속적으로 재결정 어닐링, 용융 알루미늄계 도금 처리된다. 용융 도금 라인에 있어서의 어닐링은, 라디언트 튜브 가열을 사용한 모든 환원로, 또는 일반적으로 센지미어형 어닐링로라고 불리는 연소 가스에 의해 가열되는 산화로와 라디언트 튜브 가열을 사용하여 가열되는 환원로를 병설한 산화-환원로 등이 사용되지만, 어느 타입의 가열로라도 본 실시 형태는 달성된다. 어닐링 공정의 최고 도달 판 온도는, 700℃ 이상 900℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 어닐링 공정에 있어서 판 온도가 650℃ 이상 900℃ 이하인 범위 내에 있어서, 어닐링 분위기는, 수증기 분압 PH2O를 수소 분압 PH2로 나눈 값의 상용 로그 log(PH2O/PH2)로 표기되는 산소 포텐셜의 값이 -3 이상 -0.5 이하인 분위기로 하고, 또한 이러한 범위 내의 어닐링 시간을, 60초 이상 500초 이하로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 최고 도달 온도를 750℃로 한 경우, 상기 산소 포텐셜을 제어하는 온도 범위는, 판 온도가 650℃ 이상 750℃ 이하인 범위로 하는 것이 바람직하고, 이 온도 범위에 있어서 어닐링 시간을 60초 이상 500초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(산소 포텐셜에 대해)
제품의 품질을 일정하게 유지하기 위해서는, 노내 분위기를 제어할 것이 요구된다. 노내 분위기의 지표로서 산소 포텐셜이 사용되는 경우가 있고, 산소 포텐셜은 상용 로그를 사용한 수증기 분압 PH2O와 수소 분압 PH2의 관계식 log(PH2O/PH2)로 표기된다. 이때, PH2O는 노내의 수증기 분압이고, PH2는 노내의 수소 분압이다. 강판 온도와 이러한 산소 포텐셜에 의해, 강판의 산화 상태를 제어할 수 있다.
본 실시 형태에서는, 어닐링 중의 판 온도가 650℃ 이상 900℃ 이하인 범위 내에 있어서, 상기 산소 포텐셜의 값이, -3 이상 -0.5 이하인 것이 바람직하다. 일반적으로, 강판에 함유되는 Si 및 Mn 등의 원소는, 강판 표면에 산화막을 형성하는 것이 알려져 있다. 이러한 산화막에 의해, 후속 공정인 핫 스탬프에서의 가열 공정에 있어서, Fe의 확산이 저해된다. 그러나 산소 포텐셜을 -3 이상으로 함으로써, Si 또는 Mn, Cr, B 등의 원소가 강판 내부에서 산화되는, 이른바 내부 산화가 발생하기 때문에, 강판 표면의 산화막의 형성을 억제할 수 있다. 이 때문에, 산소 포텐셜은, -3 이상인 것이 바람직하다. 한편, 산소 포텐셜이 -0.5를 초과하면, Fe의 산화물이 다량으로 생성되어, 어닐링 후의 용융 도금 처리 시에 알루미늄계 도금이 핀 홀 형상으로 튀겨 미도금을 발생하는 경우가 있다. 산소 포텐셜의 값은, 보다 바람직하게는, -3 이상 -1 이하이다.
(최고 도달 판 온도 및 어닐링 시간에 대해)
어닐링 공정에 있어서의 최고 도달 판 온도는, 앞서 언급한 바와 같이, 700℃ 이상 900℃ 이하로 할 수 있다. 어닐링 공정에 있어서의 최고 도달 판 온도가 700℃ 미만인 경우에는, 용융 알루미늄계 도금욕의 융점을 판 온도가 하회할 가능성이 있다는 점에서, 용융 알루미늄계 도금의 부착성이 저하되는 경우가 있으므로 바람직하지 않고, 어닐링 공정에 있어서의 최고 도달 판 온도가 900℃를 초과한 경우에는, 표면에서 산화 용이성 원소인 Si나 Mn의 산화막이 형성되어, 용융 알루미늄계 도금의 부착이 저해되어 핀 홀 형상으로 미도금이 형성되는 경우가 있으므로 바람직하지 않다. 또한, Si 및 Mn 등의 원소의 내부 산화를 충분히 촉진시키기 위해, 판 온도가 650℃ 이상 900℃ 이하인 범위에 있어서의 산소 포텐셜이 -3 이상 -0.5 이하일 때의 어닐링 시간은, 60초 이상인 것이 바람직하다. 또한, 과잉으로 내부 산화물이 생성되면, 핫 스탬프에 있어서의 프레스 성형 시에, 이러한 내부 산화물이 생성된 부분으로부터 박리가 발생할 가능성이 높아진다. 그 때문에, 판 온도가 650℃ 이상 900℃ 이하인 범위에 있어서 산소 포텐셜이 -3 이상 -0.5 이하일 때의 어닐링 시간은, 500초 이하인 것이 바람직하다. 이러한 어닐링 시간은, 보다 바람직하게는, 80초 이상 400초 이하이다.
(측정 방법에 대해)
또한, 어닐링 시의 강판 온도는, 미리 어닐링 설비 내에 배치한 방사 온도계나 강판 자신에 부설된 열전대를 사용하여 측정할 수 있다. 또한, 수증기 분압 PH2O는, 미리 어닐링 설비 내에 배치한 노점계로 측정할 수 있고, 수소 분압 PH2는, 어닐링로 내에 도입하는 모든 기체의 유량에 차지하는 도입하는 수소의 유량의 비율로부터 계산으로 구할 수 있다. 또한, 일반적으로, 용융 도금 라인의 어닐링로 내에 도입하는 분위기는 수소와 질소이고, 수소의 비율은 1％ 이상 20％ 이하이다.
<알루미늄계 도금 처리 공정>
(알루미늄계 도금층 부착량)
상기와 같은 어닐링 후, 냉각 중에 연속적으로 용융 알루미늄욕에 강판을 침지하고, 와이핑 처리로 알루미늄계 도금액의 부착량을 제어하여 알루미늄계 도금층(2)을 형성시킨다. 알루미늄계 도금층(2)의 부착량은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 30g/㎡ 이상 120g/㎡ 이하인 것이 바람직하다. 부착량이 30g/㎡ 미만인 경우에는, 핫 스탬프 후의 내식성이 부족한 경우가 있다. 한편, 부착량이 120g/㎡를 초과하는 경우에는, 핫 스탬프의 가열 공정에 있어서, Fe가 충분히 확산될 때까지의 시간이 길어져 생산성의 저하를 초래한다고 하는 문제나, 핫 스탬프의 성형 시에 도금이 박리된다고 하는 문제가 발생하는 경우가 있다. 알루미늄계 도금층(2)의 부착량은, 보다 바람직하게는, 40g/㎡ 이상이다. 알루미늄계 도금층(2)의 부착량은, 보다 바람직하게는 100g/㎡ 이하이다.
(알루미늄계 도금층의 부착량 측정 방법에 대해)
상기 알루미늄계 도금층(2)의 부착량의 특정 방법으로서, 예를 들어 수산화나트륨-헥사메틸렌테트라민·염산 박리 중량법을 들 수 있다. 구체적으로는, JIS G 3314:2011에 기재된 바와 같이, 소정의 면적 S(㎡)(예를 들어 50×50㎜)의 시험편을 준비하고, 중량 w1(g)을 측정해 둔다. 그 후, 수산화나트륨 수용액, 헥사메틸렌테트라민을 첨가한 염산 수용액에 순차 침지하고, 도금의 용해에 기인한 발포가 진정될 때까지 침지한 후, 즉시 수세하여 다시 중량 w2(g)를 측정한다. 이때, 알루미늄계 도금의 부착량(g/㎡)은 (w1-w2)/S로부터 구할 수 있다.
<용융 알루미늄욕의 성분에 대해>
(Al: 80％ 이상 97％ 이하)
상기 용융 알루미늄욕의 성분에 대해, Al 함유량은, 80질량％ 이상으로 한다. Al 함유량이 80％ 미만인 경우에는, 내산화성이 떨어져, 핫 스탬프 가열 시에 스케일이 발생한다. 또한, 후술하는 바와 같이, 용융 알루미늄욕 중의 Si의 함유량은 3％ 이상이므로, Al 함유량은, 97％ 이하로 한다. 용융 알루미늄욕 중의 Al 함유량은, 바람직하게는 82％ 이상, 또는 84％ 이상이다. 용융 알루미늄욕 중의 Al 함유량은, 바람직하게는 95％ 이하, 또는 93％ 이하이다.
(Si: 3％ 이상 15％ 이하)
알루미늄계 도금층(2)에 함유되는 Si는, 핫 스탬프 가열 시에 발생하는 Al과 Fe의 반응에 영향을 미친다. 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서, Al과 Fe가 과도하게 반응하면, 알루미늄계 도금층(2) 자신의 프레스 성형성을 손상시키는 경우가 있다. 한편, 핫 스탬프 시의 가열 공정에 있어서, 이러한 반응이 과도하게 억제되면, 프레스 금형에 대한 Al의 부착을 초래하는 경우가 있다. 이러한 문제점을 회피하기 위해, 용융 알루미늄욕 중의 Si 함유량은, 3％ 이상 15％ 이하로 한다. 용융 알루미늄욕 중의 Si 함유량은, 바람직하게는 5％ 이상, 또는 7％ 이상이다. 용융 알루미늄욕 중의 Si 함유량은, 바람직하게는 13％ 이하, 또는 11％ 이하이다.
(Mg, Ca: 합계로 0％ 이상 3％ 이하)
또한, 알루미늄계 도금층(2)의 내산화성을 높이기 위해, 마그네슘(Mg), 칼슘(Ca), 스트론튬(Sr) 및 리튬(Li) 중 적어도 어느 것을 함유시키는 것도 가능하고, 특히 용융 알루미늄욕에 대해, Mg 및 Ca 중 적어도 어느 것을, 합계로 0.01％ 이상 3％ 이하 함유시키는 것이 바람직하다. Mg 및 Ca의 합계 함유량을 0.01％ 이상으로 한 경우에, 이러한 내산화성 향상 효과를 얻을 수 있다. 단, Mg 및 Ca가 포함되지 않는 도금욕을 사용해도, 우수한 내식성 및 열특성을 갖는 알루미늄계 도금 강판을 제조할 수는 있으므로, 도금욕의 Mg 및 Ca의 합계 함유량은 0％여도 된다. 한편, Mg 및 Ca의 합계 함유량이 3％를 초과하는 경우에는, 과잉의 산화물의 생성에 의해 용융 도금 처리 시에 미도금의 문제가 발생할 수 있다. Mg 및 Ca의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. Mg 및 Ca의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는, 1％ 이하이다.
이러한 용융 도금욕은, 상기와 같은 성분과 불순물을, 합계로 100질량％가 되도록 함유한다. 또한, 불순물로서는 Fe, Cr, Mo, V, W, Zn 등을 들 수 있고, 특히 Fe 및 Zn은 모두 5％ 이하인 것이 바람직하다.
이상, 본 실시 형태에 관한 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법에 대해, 상세하게 설명하였다.
[자동차용 부품의 제조 방법에 대해]
앞서 설명한 바와 같은 방법으로 제조한 알루미늄계 도금 강판을, 850℃ 이상으로 가열한 후, 금형에 의해 30℃/s 이상의 냉각 속도로 급랭하는 핫 스탬프 공법으로 성형함으로써, 자동차용 부품을 제조할 수 있다. 이하에, 자동차용 부품의 제조 방법에 대해, 간단하게 설명한다.
(핫 스탬프 공법에 대해)
상기한 바와 같이 하여 얻어진 알루미늄계 도금 강판은, 핫 스탬프 공정에 있어서 가열 효율이 우수한 것이며, 큰 승온 속도를 실현할 수 있다. 또한, 상기한 바와 같은 알루미늄계 도금 강판의 알루미늄계 도금층(2)은, 핫 스탬프 공정에 있어서의 가열 후, 도금 표면까지 Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 합금층이 된다. 이러한 합금층은, Fe를 30％ 이상, Al을 65％ 이하 함유한다.
(핫 스탬프 온도에 대해)
핫 스탬프 시의 가열 방식에 대해서는, 전술한 바와 같이 본원은 표면 방사율의 증가를 이용하여 생산 속도를 개선한 기술이므로, 통상의 전기 히터에 의한 노 가열이나, 원적외선, 중적외선, 근적외선 방식 등의 복사열을 이용한 가열 방식을 사용하는 것이 가능하다. 또한, 예를 들어 통전 가열 방식과 같은 주울 발열을 이용한 가열 방식에서는 본원은 사용되지 않는다. 또한, 이러한 가열 공정에 있어서, 최고 도달 판 온도는, 850℃ 이상으로 한다. 최고 도달 판 온도를 850℃ 이상으로 하는 이유는, 이하의 2개이다. 제1 이유는, 강판을 오스테나이트 영역까지 가열하고, 그 후 급랭시킴으로써, 마르텐사이트 변태를 발생시켜, 모재를 고강도화시키기 위해서이다. 제2 이유는, 상기 알루미늄계 도금 강판의 표면까지 충분히 Fe를 확산시켜, 알루미늄계 도금층(2)의 합금화를 진행시키기 위해서이다. 핫 스탬프 가열 시에 있어서의 알루미늄계 도금 강판의 최고 도달 판 온도의 상한은, 특별히 제한되는 것은 아니지만, 가열 히터나 가열로체의 내구성이라고 하는 관점에서 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 핫 스탬프 가열 시에 있어서의 최고 도달 판 온도는, 보다 바람직하게는, 870℃ 이상 1000℃ 이하이다.
(핫 스탬프 성형 및 냉각 속도에 대해)
이어서, 가열된 상태에 있는 알루미늄계 도금 강판을, 예를 들어 상하 한 쌍의 성형 금형 사이에 배치하여 프레스 성형하고, 이러한 프레스 중에 급랭함으로써 원하는 형상으로 성형한다. 상기 알루미늄계 도금 강판을 프레스 하사점에서 수초간 정도 정지 유지함으로써, 성형 금형과의 접촉 냉각에 의해 ??칭을 실시하여, 핫 스탬프 성형된 고강도 부품을 얻을 수 있다. 이러한 냉각 시의 냉각 속도는, 모재를 주로 마르텐사이트 상으로 하기 위해, 30℃/s 이상으로 한다. 이 냉각 속도란, 금형을 사용한 강제 냉각의 개시 온도(즉, 금형과 재료를 최초에 접촉시켰을 때의 재료의 판 온도)와 종료 온도(즉, 금형과 재료를 떨어뜨렸을 때의 재료의 판 온도)의 차를, 강제 냉각을 행한 시간으로 나눔으로써 얻어지는 값이며, 이른바 평균 냉각 속도이다. 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한하는 것은 아니지만, 예를 들어 1000℃/s 이하로 할 수 있다. 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 500℃/s 이하이다.
(핫 스탬프 후의 모재의 경도에 대해)
자동차용 부품으로서 사용되기 위해서는, 핫 스탬프 후의 강판은, 높은 강도를 가질 필요가 있다. 철강 재료에 있어서, 경도와 인장 강도는, 비커스 경도 600Hv 정도까지는, 거의 비례 관계에 있다. 그 때문에, 본원 발명에서는, 강판 성분으로서, ??칭성에 관한 원소를 성분에 포함한 것에 더하여, 상기 핫 스탬프 공정의 성형 금형과의 접촉 냉각에 의한 ??칭에 의해 경도를 높이고 있다. 구체적인 경도로서는, 핫 스탬프 후의 부재에 있어서의 모재에 대해, 판 두께 1/4에 상당하는 단면에 있어서의 비커스 경도가, 하중 1㎏으로 측정한 경우, 300Hv 이상일 필요가 있다.
또한, 모재의 판 두께 1/4에 상당하는 단면은, 모재 강판의 압연 방향과 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 관찰면에 있어서 강판의 압연면으로부터 강판의 두께 t의 약 1/4의 깊이의 영역의 단면을 의미한다. 강판의 1/4t부를, 강판의 압연면으로부터 1/8t의 깊이의 면과 3/8t의 깊이의 면 사이의 영역으로 정의해도 된다.
(마무리 처리에 대해)
핫 스탬프 후의 성형 부품은, 용접, 화성 처리, 전착 도장 등의 마무리 처리를 거쳐, 최종 부품(즉, 자동차용 부품)이 된다. 화성 처리로서, 통상은, 인산 아연계의 화성 처리, 또는 지르코늄계 화성 처리가 사용된다. 전착 도장으로서 통상은, 양이온 전착 도장이 사용되는 경우가 많고, 그 막 두께는 5 내지 50㎛ 정도이다. 전착 도장 후에 외관 품위나 내식성 향상을 위해, 중도, 상도 등의 도장이 추가로 실시되어도 된다.
실시예
이하, 발명예 및 비교예를 나타내면서 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 실시예는 어디까지나 일례에 불과하며, 본 발명이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.
<실시예 1>
표 1에 나타내는 모재 성분을 갖는 냉연 강판을 소정의 판 두께로 가공하여, 공시 재료로서 사용하였다. 공시 재료의 크기는, 240㎜×300㎜이다. 이들 공시 재료는, 통상의 열연 공정 및 산세 공정, 그리고 냉연 강판의 표면의 산술 평균 조도 Ra를 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하로 하는 냉연 공정을 거쳐 제조하였다. 먼저, 이하의 표 1에 나타내는 강 성분을 갖는 냉연 강판(판 두께 1.4㎜)을 공시 재료로 하고, 모재 성분에 의한, 도금 처리 시의 습윤성, 핫 스탬프 성형성 및 핫 스탬프 후의 경도에 대한 효과를 검증하였다. 공시 재료에 관하여, 열간 압연 후의 강판 권취 온도는 700℃ 이상 800℃ 이하가 되도록 조정하고, 센지미어형 가열로에서 어닐링, 용융 알루미늄계 도금 처리를 연속적으로 실시하여, 알루미늄계 도금 강판을 제작하였다.
어닐링 공정에 대해, 환원로의 어닐링 온도(즉, 최고 도달 판 온도)는 750℃로 하고, 환원로의 분위기는 판 온도가 700℃ 이상에 있어서의 산소 포텐셜을 -5 이상 -0.5 이하로 하고, 이러한 산소 포텐셜 범위 내의 유지 시간을 30초 이상 500초 이하로 하였다.
도금욕 성분에 대해, Al 함유량은 70％ 이상 96％ 이하이고, Si 함유량은 3％ 이상 15％ 이하이고, Fe 함유량은 1 내지 4％였다. 도금액 부착량은 가스 와이핑법에 의해 조정하고, 알루미늄계 도금층(2)의 부착량을, 편면당 약 60g/㎡가 되도록 하였다.
상기한 바와 같이 하여 얻어진 알루미늄계 도금 강판에 대해, 핫 스탬프 공정에 있어서, 복사식 가열로에서 900℃까지 가열한 후, 즉시 50℃/s 이상의 냉각 속도로 금형 냉각하여, 이하의 표 2에 나타낸 고강도 부품 B1 내지 B48을 얻었다. 사용한 금형은 해트 금형이며, 모든 R부의 곡률 반경 R은 5㎜이다
Figure pct00002
표 2에 도금 처리 시의 습윤성, 핫 스탬프 성형성 및 핫 스탬프 후의 경도의 평가 결과를 나타낸다.
도금 습윤성은, 용융 도금 처리 시에 핀 홀 형상의 미도금이 외관상 확인되지 않으면 G(GOOD)라고 판정하고, 확인되면 B(BAD)라고 판정하였다. 핫 스탬프 후의 성형성은, 해트 형상의 R부의 단면을 관찰하여, 모재에 크랙이 없는 경우에 G(GOOD)라고 판정하고, 있는 경우에 B(BAD)라고 판정하였다. 핫 스탬프 후의 모재의 판 두께 1/4에 상당하는 단면 경도는, 비커스 경도계로 측정하여, 300Hv(하중 1㎏) 이상을 G(GOOD)라고 판정하고, 300Hv 미만을 B(BAD)라고 판정하였다.
Figure pct00003
표 2에 나타내는 바와 같이, 모재 강판으로서 표 1에 나타내는 A1 내지 A39를 사용한 본 발명예 B1 내지 B39는, 핫 스탬프 후의 도금 습윤성, 성형성, 경도에 대해, 모두 G(GOOD)였다. 한편, 모재 강판으로서 표 1에 나타내는 A40 내지 A52를 사용한 비교예 B40 내지 B52는, 도금 습윤성, 핫 스탬프 성형성 및 핫 스탬프 후의 경도 중 어느 것이 B(BAD)이며, 자동차용 고강도 부품으로서 부적합하였다.
<실시예 2>
다음으로, 알루미늄계 도금층(2)의 성분, Al-Fe 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차가 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무 및 핫 스탬프 후의 내식성에 부여하는 효과를 검증하였다. 또한, 모재(1)와 금속간 화합물(2)의 계면으로부터 모재(1)의 중심 방향으로 5㎛까지의 범위의 산화물 함유량과, 알루미늄계 도금층 중의 Mg 및 Ca가, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무 및 핫 스탬프 후의 내식성에 부여하는 효과를 검증하였다.
실시예 1과 동일한 조건에서, 표 1에 나타내는 강 성분을 갖는 냉연 강판(판 두께 1.4㎜)을 공시 재료로 하여, 알루미늄계 도금 강판을 제작하고, 실시예 1과 마찬가지의 조건에서 핫 스탬프를 실시하여 성형품을 얻었다. 단, 이하의 표 3의 비교예 C23, C24에서는 열간 권취 온도 CT를 600℃ 내지 650℃로 하였다. 또한, 이하의 표 5에 나타내는 바와 같이, 일부의 발명예(E1 내지 E9)에 대해서는, 도금욕 성분에 Mg 또는 Ca 중 적어도 어느 것을 또한 0.01％ 이상 3％ 이하 첨가하였다. 또한, 표 3 내지 표 5에 표기되는 알루미늄계 도금층의 성분의 잔부는 Fe 및 불순물이었다.
본원의 발명예의 알루미늄계 도금층의 Al, Si, Mg, Ca의 비율, Al과 Fe의 금속간 화합물층, 모재 강판의 표면의 산화물의 함유량에 대해 분석한 결과를 표 3, 표 4, 표 5에 나타냈다. 알루미늄계 도금층(2)의 Al, Si, Mg, 및 Ca의 비율은, 전술한 바와 같이, ICP 발광 분광 분석법을 사용하여, 도금층을 용해시켜, 용해액을 정량 분석함으로써 구하였다. Al과 Fe의 금속간 화합물로 이루어지는 금속간 화합물층(3)에 관해서는, 전술한 바와 같이 알루미늄계 도금 강판을 두께 방향을 따라 절단한 단면을 SEM으로 관찰하고, 두께의 평균값, 두께의 최댓값 및 두께의 표준 편차를 산출하였다. 그 측정예는, 예를 들어 도 5에 나타내는 바와 같다. 모재(1)와 금속간 화합물층(3)의 계면으로부터, 상기 모재(1)의 중심 방향으로 5㎛까지의 범위에 있어서의 산화물의 합계 함유량은, 전술한 바와 같이 EPMA로 분석함으로써 구하였다.
제작한 시료에 대해, 핫 스탬프 시의 가열 효율 및, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일, 핫 스탬프 후의 내식성을 평가하였다.
(핫 스탬프 시의 가열 효율 평가)
상기 방법으로 얻어진 알루미늄계 도금 강판의 240㎜×300㎜ 사이즈의 샘플 중앙에 K형 열전대를 설치하여, 핫 스탬프 가열 시에 온도 측정을 행하였다. 복사 가열형의 가열로에 투입하여 측정된, 100℃부터 880℃까지의 온도의 변화의 평균값을 산출하여, 가열 효율의 평가를 행하였다. 이하에 나타내는 표 3 내지 표 5에서는, 발명예와 동일한 판 두께, 단위 면적당 중량인 비교예 중, 수준 C23을 기준으로 하여, 승온 속도가 1.3배 이상으로 향상된 경우를 VG(VERY GOOD)라고 하고, 1.2배 이상 1.3배 미만으로 향상된 경우를 G(GOOD)라고 하고, 승온 속도가 1.1배 미만에서 거의 변화되지 않은 경우를 B(BAD)라고 하였다.
또한, 승온 속도가 1.2배 이상 향상되면, 가열 시간 혹은 승온 구간의 가열로의 길이가 약 0.8배 이하 단축되게 된다. 이 가열 효율의 향상, 즉 1.2배라고 하는 값은, 실제 생산 장소에 있어서, 설비비, 운전 에너지, 운전 비용, 설비의 공간 절약성, 환경성(CO2) 등의 생산성, 러닝 코스트의 관점에서, 매우 유의미한 값이다.
(핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무)
핫 스탬프에서 얻어진 해트 성형부의 R부의 표면을, EPMA로 분석하였다. 표 3 내지 표 5에 있어서, 산소 강도가 10질량％ 이상 검출된 경우를 Fe 스케일 있음이라고 하여 B(BAD)라고 표기하고, 산소 검출량이 10질량％ 미만인 경우를 Fe 스케일 없음이라고 하여, G(GOOD)라고 표기하였다.
(핫 스탬프 후 성형품 내식성)
핫 스탬프에서 얻어진 해트 성형품을 시험편으로 하고, 이러한 시험편을 화성 처리 및 내식 도장하였다. 이러한 시험편의 플랜지부의 도막에 흠집을 형성시켜 금속면을 노출시킨 시험편을 사용하여 부식 시험을 행하였다. 구체적으로는, 니혼 파커라이징(주) 제조 화성 처리액 PB-SX35로 화성 처리를 실시하고, 그 후, 닛폰 페인트(주) 제조 양이온 전착 도료 파워닉스 110을 약 20㎛ 두께로 도장하였다. 그 후, 커터로 플랜지부의 도막에 크로스컷을 넣고, 자동차 기술회에서 정한 복합 부식 시험(JASO M610-92)을 180사이클(60일） 행하여, 크로스컷부의 판 두께 감소량을 측정하였다. 이때, 합금화 용융 아연 도금 강판 GA(부착량 편면 45g/㎡)의 판 두께 감소 깊이를 상회하면 내식성을 B(BAD)라고 하고, 하회하면 내식성을 G(GOOD), 나아가 2/3 이하로 억제되면 내식성을 VG(VERY GOOD)라고 하였다.
이하의 표 3에, 알루미늄계 도금층(2)의 성분 및 Al-Fe 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차를 변화시켰을 때의 상기 평가 항목의 결과를 나타냈다. 표 3으로부터 명백한 바와 같이, 비교예 C21 내지 C24는, 알루미늄계 도금층(2)의 조성, 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 두께의 최댓값 및 두께의 표준 편차 중 어느 하나 이상에 대해 본 실시 형태를 충족하고 있지 않다. 비교예 C21 내지 C24는, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일 발생, 핫 스탬프 후 고강도 부품의 내식성 중 어느 특성이 떨어져 있었다. 한편, 본원의 발명예 C1 내지 C20은, 상기 평가 항목 모두 양호하였다.
Figure pct00004
이하의 표 4에, 상기 모재(1)와 상기 금속간 화합물(2)의 계면으로부터 상기 모재(1)의 중심 방향으로 5㎛까지의 범위의 산화물의 합계 함유량을 변화시켰을 때의 상기 평가 항목의 결과를 나타낸다. 표 4에 나타내는 바와 같이, 모재 강판의 표면에 산화물을 합계로 1 내지 10％ 함유하는 본원의 발명예 D1 내지 D4의 핫 스탬프 시의 가열 효율은 보다 우수하였다.
Figure pct00005
이하의 표 5에 나타내는 바와 같이, 알루미늄계 도금층(2)에 Mg, Ca 중 1종 이상을 합계로 0.01 내지 3％ 함유하는 본원의 발명예 E1 내지 E9의 핫 스탬프 시의 가열 효율 및 핫 스탬프 후의 내식성은 모두 보다 우수하였다. 또한, 비교예인 E11과 E12는, Mg, Ca가 과잉으로 포함되기 때문에, 용융 도금 시에 미도금 있음, 평가 불가가 되었다.
Figure pct00006
<실시예 3>
다음으로, 열간 압연 공정에 있어서의 강판 권취 온도 CT, 냉간 압연 공정 후의 강판 표면 조도 Ra 및 용융 알루미늄계 도금욕 조성이, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무 및 핫 스탬프 성형품의 내식성에 부여하는 효과를 검증하였다. 또한, 어닐링 분위기 및 Mg, Ca 중 1종 이상이 알루미늄계 도금층에 함유되는 경우의, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무 및 핫 스탬프 성형품의 내식성에 부여하는 효과를 검증하였다.
표 1에 나타내는 강 성분을 갖는 강 슬래브를 표 6 내지 표 8에 나타내는 조건에서, 통상의 열간 압연 처리, 산세 처리, 냉간 압연 처리를 실시하여, 냉연 강판(판 두께 1.5㎜)을 제작하였다. 이 냉연 강판을 공시 재료로 하여, 센지미어형 가열로에서 어닐링, 용융 알루미늄계 도금 처리를 연속적으로 실시하여 알루미늄계 도금 강판을 제작하였다. 어닐링 공정에 있어서, 어닐링 온도(즉, 최고 도달 판 온도)는 800℃이고, 어닐링 분위기는 판 온도가 700℃에 있어서의 수증기 분압 PH2O를 수소 분압 PH2로 나눈 값의 상용 로그 log(PH2O/PH2)(즉, 산소 포텐셜)를 바꾸어 실시하였다.
알루미늄계 도금 처리 공정에 대해, 도금 후 가스 와이핑법으로 도금 부착량이 편면당 약 80g/㎡가 되도록 조정하였다. 핫 스탬프 시의 알루미늄계 도금 강판의 온도는 900℃로 하고, 즉시 50℃/s 이상의 냉속으로 금형 냉각함으로써 성형품의 시료를 얻었다.
제작한 시료에 대해, 실시예 2와 마찬가지의 방법으로, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 유무 및 핫 스탬프 후 성형품의 내식성을 평가하였다.
또한, 핫 스탬프 시의 가열 효율의 평가에 대해서는, 표 6 내지 표 8에서는 수준 F21을 기준으로, 1.3배 이상으로 향상된 경우를 VG(VERY GOOD), 승온 속도가 1.2배 이상으로 향상된 경우를 G(GOOD), 승온 속도 1.1배 미만에서 거의 변화되지 않은 경우를 B(BAD)라고 하였다.
Figure pct00007
표 6에 나타내는 비교예 F21 내지 F28은, 열간 압연 권취 온도 CT, 냉연 후의 표면 조도 Ra, 용융 알루미늄계 도금의 욕 조성 중 어느 하나 이상이 본 실시 발명 범위를 충족하지 않는 비교예이다. 비교예 F21 내지 F28은 모두, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일 발생, 핫 스탬프 후의 내식성 중 어느 것의 특성이 떨어져 있다. 한편 본원의 발명 범위를 충족하는 발명예 F1 내지 F20은, 상기 평가 항목도 양호하였다.
Figure pct00008
표 7에 나타내는 바와 같이, 어닐링의 분위기의 수증기 분압 PH2O를 수소 분압 PH2로 나눈 값의 상용 로그 log(PH2O/PH2)(즉, 산소 포텐셜)를 -3 이상 -0.5 이하, 또한 상기 범위 내의 어닐링 시간을 30초 이상 500초 이하로 한 본원의 발명예 G1 내지 G9는, 핫 스탬프 시의 가열 효율은 보다 우수하였다.
Figure pct00009
표 8에 나타내는 바와 같이, 용융 알루미늄계 도금의 욕에 Mg 및 Ca 중 적어도 1종 이상을 합계로 0.01％ 이상 3％ 이하 포함하는 본원의 발명예 H1 내지 H7의 경우, 핫 스탬프 시의 가열 효율, 핫 스탬프 후의 내식성은 보다 우수하였다. 단, 비교예 H9, H10은 과잉으로 Mg, Ca가 포함되어 미도금이 발생하였기 때문에, 평가 불가였다.
도 3에, 본 발명예인 표 6의 F3의 알루미늄계 도금층(2)을 SEM으로 관찰한 예를 나타낸다. 또한, 도 4에, 비교예로서 표 6의 F21의 알루미늄계 도금층(2)을 SEM으로 관찰한 예를 나타낸다. 본 발명예인 도 3의 금속간 화합물층(3)의 두께의 최댓값, 표준 편차는, 명확하게 도 4와 비교하여 다르며, 큰 것을 알 수 있다. 도 5는, 도 3의 금속간 화합물층(3)의 두께의 평균값, 최댓값 및 표준 편차를 실측한 예이다. 도 3을 발명예로 하는 본원 발명은, 이상에 설명한 바와 같이, 핫 스탬프 가열 시의 가열 효율, 핫 스탬프 시의 Fe 스케일의 억제능과 핫 스탬프 후의 내식성이 모두 우수하다.
이상, 첨부 도면을 참조하면서 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는 것은 물론이다. 당업자라면 청구범위에 기재된 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명확하고, 그들에 대해서도 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해되어야 한다.
1: 모재
2: 알루미늄계 도금층
3: 금속간 화합물층
4: 산화물 함유 영역

Claims (7)

  1. 모재와,
    상기 모재의 상방에 위치하는 알루미늄계 도금층과,
    상기 모재와 상기 알루미늄계 도금층 사이에 위치하고, Al과 Fe의 금속간 화합물을 포함하는 금속간 화합물층을 구비하고,
    상기 모재는, 질량％로,
    C: 0.15％ 이상 0.50％ 이하,
    Si: 0.010％ 이상 2.000％ 이하,
    Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하,
    Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 이하,
    P: 0.1％ 이하,
    S: 0.1％ 이하,
    Al: 0.5％ 이하,
    B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하,
    N: 0％ 이상 0.01％ 이하,
    W: 0％ 이상 3％ 이하,
    Mo: 0％ 이상 3％ 이하,
    V: 0％ 이상 2％ 이하,
    Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하,
    Nb: 0％ 이상 1％ 이하,
    Ni: 0％ 이상 5％ 이하,
    Cu: 0％ 이상 3％ 이하,
    Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및
    Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    상기 알루미늄계 도금층은, 평균으로,
    80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과,
    3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와,
    0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과,
    0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와,
    합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상과,
    불순물을,
    합계로 100질량％가 되도록 함유하고,
    상기 금속간 화합물층의 두께의 평균값이, 2㎛ 이상 10㎛ 이하이고,
    상기 금속간 화합물층의 두께의 최댓값이, 10㎛ 이상 25㎛ 이하이고,
    상기 금속간 화합물층의 두께의 표준 편차가, 2㎛ 이상 10㎛ 이하인,
    것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재와 상기 금속간 화합물층의 계면으로부터 상기 모재의 중심 방향을 향해 5㎛까지의 범위 내에, Si 산화물, Mn 산화물, Cr 산화물 및 B 산화물로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 1질량％ 이상 10질량％ 이하 함유하는 산화물 함유 영역을 갖는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 알루미늄계 도금층은, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01질량％ 이상 3질량％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법이며,
    강 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 공정과,
    상기 열연 강판을 권취하는 공정과,
    상기 열연 강판을 산세하는 공정과,
    상기 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻는 공정과,
    상기 냉연 강판에 연속적으로 어닐링 처리 및 용융 알루미늄계 도금 처리를 하는 공정을 구비하고,
    상기 강 슬래브의 성분은, 질량％로,
    C: 0.15％ 이상 0.50％ 이하,
    Si: 0.010％ 이상 2.000％ 이하,
    Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하,
    Cr: 0.010％ 이상 2.000％ 이하,
    P: 0.1％ 이하,
    S: 0.1％ 이하,
    Al: 0.5％ 이하,
    B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하,
    N: 0％ 이상 0.01％ 이하,
    W: 0％ 이상 3％ 이하,
    Mo: 0％ 이상 3％ 이하,
    V: 0％ 이상 2％ 이하,
    Ti: 0％ 이상 0.5％ 이하,
    Nb: 0％ 이상 1％ 이하,
    Ni: 0％ 이상 5％ 이하,
    Cu: 0％ 이상 3％ 이하,
    Sn: 0％ 이상 0.1％ 이하, 및
    Sb: 0％ 이상 0.1％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    상기 권취에서의 강판 권취 온도 CT를, 700℃ 이상 850℃ 이하로 하고,
    상기 냉간 압연 후의 상기 냉연 강판의 표면의 산술 평균 조도 Ra를, 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하로 하고,
    상기 용융 알루미늄계 도금 처리에 있어서의 도금욕은,
    80질량％ 이상 97질량％ 이하의 Al과,
    3질량％ 이상 15질량％ 이하의 Si와,
    불순물과,
    0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Zn과,
    0질량％ 이상 5질량％ 이하의 Fe와,
    합계로 0질량％ 이상 3질량％ 이하의, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을,
    합계로 100질량％가 되도록 함유하는
    것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 어닐링 처리에 있어서, 판 온도 650℃ 이상 900℃ 이하의 범위의 어닐링 분위기의 수증기 분압 PH2O와 수소 분압 PH2의 관계식 log(PH2O/PH2)의 값을, -3 이상 -0.5 이하로 하고,
    상기 판 온도에 있어서의 어닐링 시간을, 60초 이상 500초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 도금욕은, Mg 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을, 합계로 0.01질량％ 이상 3질량％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법.
  7. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄계 도금 강판을, 850℃ 이상까지 가열하는 공정과,
    상기 알루미늄계 도금 강판을 금형에 의해 프레스 성형하는 공정과,
    상기 알루미늄계 도금 강판을 상기 금형에 의해 30℃/s 이상의 냉각 속도로 급랭하는 공정을
    구비하는 자동차용 부품의 제조 방법.
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102330812B1 (ko) * 2020-06-30 2021-11-24 현대제철 주식회사 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법
KR20230169265A (ko) * 2021-07-14 2023-12-15 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Al 도금 강판, Al 도금 강판의 제조 방법, 및 핫 스탬프 성형체의 제조 방법
WO2025095753A1 (ko) * 2023-10-30 2025-05-08 주식회사 포스코 열간 프레스 성형용 도금강판, 열간 성형 부재, 열간 프레스 성형 부품 및 이들의 제조방법과, 성형 장치, 성형 방법, 배터리 케이스용 브라켓 및 배터리팩 모듈
WO2025135805A1 (ko) * 2023-12-18 2025-06-26 주식회사 포스코 열간성형용 도금강판 및 그 제조방법과 열간 프레스 성형 부재의 제조방법

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2021006198A (es) 2018-11-30 2021-07-16 Posco Lamina de acero chapada con al-fe para formacion en prensa caliente que tiene excelente resistencia a la corrosion y soldabilidad por puntos y metodo de manufactura de la misma.
CN113166914B (zh) * 2018-11-30 2023-08-25 浦项股份有限公司 耐蚀性和焊接性优异的用于热压的铝-铁系镀覆钢板及其制造方法
JP7095818B2 (ja) * 2019-11-22 2022-07-05 日本製鉄株式会社 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
KR102311503B1 (ko) * 2019-12-20 2021-10-13 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 및 이의 제조방법
KR102311502B1 (ko) 2019-12-20 2021-10-13 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 및 이의 제조방법
DE102020201451A1 (de) 2020-02-06 2021-08-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlblech für die Warmumformung, Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils und warmumgeformtes Stahlblechbauteil
MY210557A (en) * 2020-09-01 2025-09-30 Hyundai Steel Co Material for hot stamping and method of manufacturing the same
MX2023002518A (es) * 2020-09-01 2023-03-13 Hyundai Steel Co Material para estampado en caliente y metodo de fabricacion del mismo.
KR102869614B1 (ko) * 2020-11-09 2025-10-13 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR102885027B1 (ko) * 2020-12-18 2025-11-11 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
DE102020134720A1 (de) * 2020-12-22 2022-06-23 Aktiebolaget Skf Verfahren zum Herstellen eines Zielobjekthalters für eine Sensorlagereinheit
JP7610158B2 (ja) * 2021-04-06 2025-01-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板
KR20230028618A (ko) * 2021-08-19 2023-03-02 주식회사 포스코 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
US12240199B2 (en) * 2021-11-12 2025-03-04 Nippon Steel Corporation Welded member
US20250108422A1 (en) * 2022-01-11 2025-04-03 Jfe Steel Corporation Steel sheet for hot press forming, method of producing steel sheet for hot press forming, hot pressed member, and method of producing hot pressed member
CN117107181B (zh) * 2023-08-15 2025-11-18 马钢(合肥)钢铁有限责任公司 热冲压成形用预涂层钢板及其制造方法、热冲压成形部件及其制造方法和应用
JP7726429B1 (ja) * 2024-03-21 2025-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板
WO2025197253A1 (ja) * 2024-03-21 2025-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板
WO2026052480A1 (de) * 2024-09-05 2026-03-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt mit überzug zur herstellung eines blechbauteils durch warmumformen
CN119464810B (zh) * 2024-11-06 2025-11-11 合肥工业大学 一种高耐热铝合金的制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09202953A (ja) 1996-01-25 1997-08-05 Nisshin Steel Co Ltd Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金層を形成した熱器具用鋼材およびその製造方法
JP2003049256A (ja) 2001-08-09 2003-02-21 Nippon Steel Corp 溶接性、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材用アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車部材
JP2003181549A (ja) 2001-08-31 2003-07-02 Nippon Steel Corp アルミ系めっき鋼板を用いた高強度自動車部材の熱間プレス方法
JP2010018860A (ja) * 2008-07-11 2010-01-28 Nippon Steel Corp ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法
JP2010070800A (ja) 2008-09-18 2010-04-02 Nippon Steel Corp ホットプレス成型方法、成型品および自動車用部品
JP2010519842A (ja) 2007-02-21 2010-06-03 エスケーテレコム株式会社 移動端末のｒｆｉｄリーダ電源制御方法
KR100979786B1 (ko) * 2003-04-10 2010-09-03 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101569508B1 (ko) * 2014-12-24 2015-11-17 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SK288275B6 (sk) 2005-12-01 2015-06-02 Posco Oceľová doska na tvarovanie lisovaním za horúca s tepelnou úpravou a rázovými vlastnosťami, za horúca lisovaný diel z nej vyrobený a spôsob ich výroby
JP5476676B2 (ja) * 2008-04-22 2014-04-23 新日鐵住金株式会社 ホットプレス部材及びその製造方法
CA2729942C (en) 2008-07-11 2013-08-06 Nippon Steel Corporation Aluminum plated steel sheet for rapid heating hot-stamping, production method of the same and rapid heating hot-stamping method by using this steel sheet
MX374823B (es) 2013-03-14 2025-03-06 Nippon Steel Corp Star Placa de acero de alta firmeza con excelentes caracteristicas de resistencia a la destruccion retardada y tenacidad a temperaturas bajas y elemento de alta firmeza manufacturado que usa la misma.
WO2015011511A1 (fr) 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2015098653A1 (ja) 2013-12-25 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 自動車部品及び自動車部品の製造方法
JP2015193907A (ja) 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016016676A1 (fr) 2014-07-30 2016-02-04 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
KR101569505B1 (ko) 2014-12-24 2015-11-30 주식회사 포스코 내박리성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법
JP6461739B2 (ja) 2015-07-28 2019-01-30 富士フイルム株式会社 画像処理装置及び内視鏡システム並びに画像処理装置の作動方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09202953A (ja) 1996-01-25 1997-08-05 Nisshin Steel Co Ltd Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金層を形成した熱器具用鋼材およびその製造方法
JP2003049256A (ja) 2001-08-09 2003-02-21 Nippon Steel Corp 溶接性、塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材用アルミめっき鋼板及びそれを使用した自動車部材
JP2003181549A (ja) 2001-08-31 2003-07-02 Nippon Steel Corp アルミ系めっき鋼板を用いた高強度自動車部材の熱間プレス方法
KR100979786B1 (ko) * 2003-04-10 2010-09-03 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2010519842A (ja) 2007-02-21 2010-06-03 エスケーテレコム株式会社 移動端末のｒｆｉｄリーダ電源制御方法
JP2010018860A (ja) * 2008-07-11 2010-01-28 Nippon Steel Corp ホットプレス用めっき鋼板及びその製造方法
JP2010070800A (ja) 2008-09-18 2010-04-02 Nippon Steel Corp ホットプレス成型方法、成型品および自動車用部品
KR101569508B1 (ko) * 2014-12-24 2015-11-17 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102330812B1 (ko) * 2020-06-30 2021-11-24 현대제철 주식회사 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법
KR20220002161A (ko) * 2020-06-30 2022-01-06 현대제철 주식회사 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법
KR20230169265A (ko) * 2021-07-14 2023-12-15 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Al 도금 강판, Al 도금 강판의 제조 방법, 및 핫 스탬프 성형체의 제조 방법
WO2025095753A1 (ko) * 2023-10-30 2025-05-08 주식회사 포스코 열간 프레스 성형용 도금강판, 열간 성형 부재, 열간 프레스 성형 부품 및 이들의 제조방법과, 성형 장치, 성형 방법, 배터리 케이스용 브라켓 및 배터리팩 모듈
WO2025135805A1 (ko) * 2023-12-18 2025-06-26 주식회사 포스코 열간성형용 도금강판 및 그 제조방법과 열간 프레스 성형 부재의 제조방법

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US11535916B2 (en) 2022-12-27

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