WO2017111431A1 - 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법 - Google Patents

내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2017111431A1
WO2017111431A1 PCT/KR2016/014937 KR2016014937W WO2017111431A1 WO 2017111431 A1 WO2017111431 A1 WO 2017111431A1 KR 2016014937 W KR2016014937 W KR 2016014937W WO 2017111431 A1 WO2017111431 A1 WO 2017111431A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot press
molded article
press molded
less
heating
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2016/014937
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
WO2017111431A8 (ko
Inventor
손일령
황현석
김종상
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority to EP16879298.4A priority Critical patent/EP3395465B1/en
Priority to JP2018532217A priority patent/JP6656379B2/ja
Priority to US16/061,844 priority patent/US20180363117A1/en
Priority to CN201680074460.6A priority patent/CN108430662B/zh
Priority to ES16879298T priority patent/ES2902910T3/es
Publication of WO2017111431A1 publication Critical patent/WO2017111431A1/ko
Publication of WO2017111431A8 publication Critical patent/WO2017111431A8/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Priority to US18/468,268 priority patent/US12297544B2/en
Priority to US19/074,079 priority patent/US20250207235A1/en
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment 
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D35/00—Combined processes according to or processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/002—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/005—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00 characterized by the material of the blank or the workpiece
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D37/00—Tools as parts of machines covered by this subclass
    • B21D37/16—Heating or cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards

Definitions

  • the present invention relates to a hot press molded article excellent in corrosion resistance and a manufacturing method thereof.
  • Hot press molding is a method in which a steel sheet is softened at high temperature and processed into a complex shape at a high temperature by using a property of high ductility. At the same time, by quenching, the structure of the steel sheet is transformed into martensite to produce a product having a high strength and precise shape.
  • magnesium-based corrosion products are formed densely in a corrosive environment, and the corrosion rate is reduced, thereby improving corrosion resistance.
  • magnesium is rapidly oxidized at a high temperature to significantly damage the plating layer, the addition of magnesium to the hot press-forming zinc-based plated steel is limited.
  • One of several objects of the present invention is to provide a hot press-formed article excellent in corrosion resistance and a method of manufacturing the same.
  • the hot press molded article manufactured by hot press molding a Zn-Al-Mg-based plated steel material comprising a base iron and Zn-Al-Mg-based plating layer
  • the hot press molded article is formed on the surface It includes an oxide layer, the ratio of the content of Al to the content of Mg (Al / Mg) contained in the oxide layer to provide a hot press molded article 0.8 or more.
  • the step of immersing the base iron in the Zn-Al-Mg-based plating bath plating to obtain a Zn-Al-Mg-based plated steel, the Zn-Al-Mg-based plated steel
  • the coating amount After adjusting the coating amount, cooling, heating the cooled Zn-Al-Mg-based plated steel to a heating temperature of 600 ⁇ 950 °C in a heating furnace, and Zn-Al- has reached the heating temperature
  • a method for producing a hot press molded article is provided.
  • the hot press molded article produced according to the present invention has the advantage of very excellent corrosion resistance.
  • FIG. 1 is a scanning electron microscope (SEM) image observed a cross section of the hot press molded article according to the invention example 5
  • Figure 2 is a scanning electron microscope (SEM) observed a cross section of the hot press molded article according to Comparative Example 5 , Scanning Electron Microscope) image.
  • the hot press-formed product of the present invention is produced by hot press molding a Zn-Al-Mg-based plated steel material including a base iron and a Zn-Al-Mg-based plated layer.
  • the base iron may be a steel sheet or steel wire.
  • the composition of the base iron is not particularly limited, but as an example, in weight%, C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 0.5 to 8.0%, B: 0.0020% to 0.0050%, the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon is an austenite stabilizing element and is an element added for securing hardenability and securing strength of a molded article after hot press molding. If the carbon content is too low, it may be difficult to secure the target strength after hot pressing due to insufficient hardenability. Therefore, in this invention, it is preferable to contain 0.15 weight% or more, and it is more preferable to contain 0.18 weight% or more. However, when the carbon content is too high, it may cause a decrease in toughness and weldability, and due to excessive increase in strength, it may be disadvantageous in the manufacturing process, such as inhibiting the flow through the annealing and plating processes. Therefore, it is preferable to be contained in 0.35 weight% or less in this invention, and it is more preferable to be contained in 0.32 weight% or less.
  • Si 0.5 wt% or less (excluding 0 wt%)
  • Silicon is a component that is purged for the purpose of deoxidation, but if the content is too high, a large amount of SiO 2 oxide is generated on the surface of the steel during annealing, which may cause unplating. Therefore, it is preferable to be contained in 0.5 weight% or less in this invention, and it is more preferable to be contained in 0.4 weight% or less.
  • Manganese not only contributes greatly to strength increase as a solid solution element, but also plays an important role in delaying the transformation of austenite to ferrite. If the manganese content is too low, the transformation temperature (Ae3) of austenite to ferrite becomes high, and an excessively high heat treatment temperature is required for hot press work in the austenitic single phase region. Therefore, in this invention, it is preferable to contain 0.5 weight% or more, and it is more preferable to contain 1.0 weight% or more. On the other hand, when the manganese content is too high, weldability and hot rollability may deteriorate. Therefore, it is preferable to be contained in 8.0 weight% or less in this invention, and it is more preferable to be contained in 7.8 weight% or less.
  • the rest is 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, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • Such impurities include Al, P, and S. If the Al content in the base iron is increased, steelmaking cracks may be caused, so the content thereof is preferably managed at 0.2% by weight or less. S may have a deterioration in ductility when its content increases, so it is preferable to manage the content at 0.03% by weight or less and 0.001% by weight or less, respectively.
  • Zn-Al-Mg-based plating layer is formed on the surface of the base iron, and serves to prevent the corrosion of the base iron in a corrosive environment, in weight%, Mg: 0.9 ⁇ 3.5%, Al: 1.0 ⁇ 15%, balance Zn And other unavoidable impurities.
  • Mg is an essential element added to improve the corrosion resistance of the hot press molded article, and forms a dense corrosion product on the surface of the plating layer under a corrosive environment, thereby effectively preventing corrosion of the hot press molded article. Meanwhile, some of the Mg of the Zn-Al-Mg-based plating layer is oxidized and lost during the hot pressing process, and the Zn-Al-Mg-based plating layer is alloyed with Fe to reduce the Mg content in the entire plating layer. In order to ensure corrosion resistance equivalent to that of ordinary plated steel, a larger amount of Mg must be included. In order to secure the desired corrosion resistance in the present invention should be included at least 0.9% by weight, more preferably at least 0.95% by weight.
  • Mg should be included in an amount of 3.5 wt% or less, and more preferably, 3.3 wt% or less.
  • Al forms a stable Al2O3 oxide layer on the surface during the hot pressing process, thereby suppressing oxidation and volatilization of Zn, thereby contributing to the improvement of corrosion resistance of the hot press molded product.
  • it should be included in an amount of 1.0% by weight or more, and more preferably, 1.1% by weight or more.
  • Al should be included in an amount of 15% by weight or less.
  • the hot press-formed product of the present invention includes an oxide layer formed on the surface thereof, and the ratio (Al / Mg) of Al content to Mg content in the oxide layer is 0.8 or more.
  • the more preferable range is 0.85 or more, and even more preferable range is 0.9 or more.
  • the Mg-based oxide film is not physically stable and is easily broken, thereby promoting oxidation and volatilization of Zn in the plating layer.
  • the Al-based oxide film is very stable physically, and when the Al-based oxide film is stably formed on the surface, not only can it prevent oxidation and volatilization of Zn in the plating layer, but also minimize the amount of oxide itself, The corrosion resistance of a hot press molded article can be improved significantly. In order to obtain such an effect in the present invention, it is necessary to control the ratio (Al / Mg) of Al to Mg in the oxide layer to 0.8 or more.
  • a specific apparatus and method for measuring the Mg and Al content, etc. contained in the oxide layer is not particularly limited, but may be measured using, for example, GDOES (Glow Discharge Optical Emission Spectrometry). At this time, it is preferable to analyze the element to be analyzed after calibration of the analysis equipment using a standard specimen.
  • GDOES Glow Discharge Optical Emission Spectrometry
  • the total deposition of Zn, Al and Mg in the oxide layer may be 700 mg / m 2 or less (excluding 0 mg / m 2 ), more preferably, 500 mg / m 2 or less (excluding 0 mg / m 2 ) And even more preferably 100 mg / m 2 or less (excluding 0 mg / m 2 ).
  • the oxide layer may include one or two or more selected from the group consisting of Mn, Si and Fe, the sum of these contents may be 50% or less than the total metal content contained in the oxide layer, It may be more preferably 30% or less, even more preferably 10% or less.
  • the above elements may form physical and chemical defects in the oxide layer, thereby inhibiting the effect of improving the high temperature heat resistance by forming the oxide layer. Therefore, it is desirable to suppress the content as much as possible.
  • the ratio (Mg O / Mg C ) of the total amount (Mg O ) of Mg contained in the oxide layer of the hot press molded article to the total amount (Mg C ) of Mg contained in the plated layer of the hot press molded article is 1 It may be less than, more preferably less than 0.5, even more preferably less than 0.3.
  • the Mg contained in the plating layer greatly contributes to the improvement of the corrosion resistance of the hot press-molded product.
  • the corrosion resistance of the hot press molded article can be more maximized.
  • the Fe alloying degree of the plated layer of the hot press-molded product may be 20 to 70%, more preferably, may be 25 to 65%, even more preferably 30 to 60%.
  • the Fe alloying degree satisfies the above range, it is possible to effectively suppress the generation of the oxide film during the heating step, there is an advantage that the corrosion resistance by the sacrificial method is excellent. If the Fe alloying degree is less than 20%, a portion of the Zn-concentrated region in the plating layer is present in the liquid phase and may cause liquid embrittlement cracking during processing. On the other hand, when Fe alloying degree exceeds 70%, there exists a possibility that corrosion resistance may fall.
  • the hot press molded article of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, it can be manufactured by the following method as an embodiment.
  • a base iron is immersed in a Zn-Al-Mg type plating bath, and plating is performed to obtain a Zn-Al-Mg type plated steel material.
  • a specific method for obtaining a plated steel is not particularly limited, but the following method may be used to further maximize the effect of the present invention.
  • the surface roughness of the iron before plating affects the activity of Al in the plating layer.
  • the lower the surface roughness of the iron the higher the activity of Al to increase the activity of Al. It is advantageous to stably form Al 2 O 3 on the surface.
  • the lower the surface roughness is advantageous to increase the activity of Al, so the lower limit in the present invention is not particularly limited, but if the surface roughness of the base iron is too low, it may interfere with the operation due to the sliding phenomenon of the steel during rolling. Therefore, the lower limit can be limited to 0.3 ⁇ m in terms of preventing this.
  • the content ratio of Al and Mg also affects the activity of Al, in particular, the higher Al / Mg ratio, the higher the activity of Al. It is advantageous to increase Al to stably form Al 2 O 3 on the surface of a hot press molded product. In order to obtain such an effect in the present invention, it is preferable to control the Al / Mg ratio in the plating bath to 0.8 or more. On the other hand, the higher the Al / Mg ratio is advantageous to increase the activity of Al, so the lower limit thereof is not particularly limited in the present invention.
  • the base iron contains a large amount of oxidizing elements such as Mn, the diffusion of hydroxy elements into the plating layer is remarkable, the oxidized elements diffused into the plating layer lowers the activity of Al This will interfere with the stable formation of the 2 O 3 film.
  • the surface of one or more metals selected from the group consisting of Fe, Ni, Cu, Sn and Sb on the surface of the lead, and then annealing the base iron can be plated.
  • the leading method For example, it can form by an electroplating method.
  • the thickness of the lead gold layer is 5 to 100 nm. If the thickness is less than 5 nm, it is difficult to effectively suppress diffusion of the oxidizing element in the plating layer, whereas if the thickness exceeds 100 nm, it may be effective to suppress the surface oxide, but it is difficult to secure economical efficiency.
  • the annealing treatment is carried out to recover the recrystallization of the small iron texture
  • the annealing treatment may be carried out at a temperature of 750 ⁇ 850 ° C that is sufficient to recover the recrystallization of the small iron texture.
  • the annealing treatment may be performed in an atmosphere of 1 to 15% by volume of hydrogen gas and residual nitrogen gas. If the hydrogen gas is less than 1% by volume, it may be difficult to effectively suppress the surface oxide. On the other hand, if the hydrogen gas is more than 20% by volume, the cost of increasing the hydrogen content increases and the risk of explosion is excessive. Will increase.
  • the Zn-Al-Mg-based plated steel is heated to a predetermined heating temperature in a heating furnace.
  • the stay time which shows the time which the Zn-Al-Mg type plated steel material which reached
  • the heating temperature and the temperature increase rate also affect the formation of the desired oxide layer.
  • the heating temperature of the raw material during the general hot press molding is 600 ⁇ 950 °C, if the heating temperature is 800 °C or more and 950 °C or less, while controlling the temperature increase rate more than 20 °C / sec or more, It is desirable to manage shorter than 60 seconds.
  • the reason why the temperature increase rate is faster and the residence time is shorter is because the generation of MgO is excessive in the high temperature region as described above.
  • the stay time is more preferably controlled to 40 seconds or less, more preferably 20 seconds or less, and most preferably 15 seconds or less.
  • the heating rate is considerably faster than using a constant temperature furnace such as an electric furnace.
  • the heating may be performed by any one of radiant heating, high frequency induction heating, and energizing heating. have.
  • heating can be performed under an inert gas (for example, nitrogen, argon, etc.) atmosphere in order to suppress surface oxidation by impurities and to promote production of Al 2 O 3 oxide.
  • inert gas for example, nitrogen, argon, etc.
  • the hot press-formed product can be obtained by forming a Zn-Al-Mg-based plated steel material which has reached the heating temperature by means of a mold and simultaneously quenching it.
  • the steel After preparing a steel having a composition (% by weight) of Table 1, the steel was processed into a 1.5 mm thick cold rolled steel sheet. Thereafter, annealing was performed for 40 seconds at a temperature of up to 780 ° C. under a nitrogen gas atmosphere containing 5% by volume of hydrogen, and immersed in a zinc-based plating bath having the composition shown in Table 2 to obtain a plated steel material. At this time, the temperature of the zinc plating bath was made constant at 450 degreeC.
  • each plated steel material was heated under the conditions shown in Table 3, and then molded by a mold and quenched to prepare a molded product.
  • Inventive Examples 1 to 11 which satisfy all of the conditions proposed by the present invention, show an Al / Mg content ratio of 0.8 or more in the oxide layer, and accordingly, 1200 hours of saline specified in KS R 1127.
  • the maximum corrosion depth of the base member is 0.5 mm or less, which shows excellent corrosion resistance.
  • the weldable current range shows excellent weldability of 0.5 kA or more.
  • Figure 1 is a scanning electron microscope (SEM, scanning electron microscope) image observed the cross section of the hot press molded article according to the invention example 5
  • Figure 2 is a scanning electron microscope to observe the cross section of the hot press molded article according to Comparative Example 5 (SEM, Scanning Electron Microscope) image.

Landscapes

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

Abstract

소지철 및 Zn-Al-Mg계 도금층을 포함하는 Zn-Al-Mg계 도금강재를 열간 프레스 성형하여 제조되는 열간 프레스 성형품에 있어서, 상기 열간 프레스 성형품은 그 표면에 형성된 산화물층을 포함하며, 상기 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)는 0.8 이상인 열간 프레스 성형품과 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
본 발명은 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 경량화를 위해 고강도강의 활용이 증가하고 있으나, 이러한 고강도강은 상온에서 가공시 쉽게 마모되거나 파단되는 문제가 있다. 또한, 가공시 스프링 백의 현상도 발생함에 따라 정밀한 치수가공이 어려워 복잡한 제품의 성형이 어렵다. 이에 따라, 고강도강을 가공하기 위한 바람직한 방법으로서, 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF)이 적용되고 있다.
열간 프레스 성형(HPF)은 강판이 고온에서는 연질화 되고, 고연성이 되는 성질을 이용하여 고온에서 복잡한 형상으로 가공을 하는 방법으로서, 보다 구체적으로 강판을 오스테나이트 영역 이상으로 가열한 상태에서 가공과 동시에 급냉을 실시함으로써 강판의 조직을 마르텐사이트로 변태시켜 고강도의 정밀한 형상을 가진 제품을 만들 수 있는 방법이다.
다만, 강재를 고온으로 가열할 경우에는 강재 표면에 부식이나 탈탄 등과 같은 현상이 발생할 우려가 있는데, 이를 방지하기 위해 열간 프레스 성형을 위한 소재로서 표면에 아연계 도금층이 형성된 아연계 도금강재가 주목받고 있는 실정이다.
그런데, 일반적인 아연계 도금강재의 경우, 열간 프레스 성형을 위한 가열 중 아연의 과도한 산화가 발생하여 도금층의 유효 두께가 감소하거나, 아연계 도금층 내 아연의 함량이 지나치게 감소하여 성형 후 내식성이 열화되는 문제가 있다.
한편, 최근 아연계 도금강재의 내식성을 보다 향상을 위해 도금층 내 마그네슘을 첨가하는 기술이 제안되고 있다. 도금층 내 마그네슘이 첨가될 경우 부식 환경 하 마그네슘계 부식 생성물이 치밀하게 형성되면서 부식 속도가 줄어들어 내부식성 향상 효과를 얻을 수 있다. 그런데, 이러한 마그네슘은 고온에서 급격하게 산화됨으로써 도금층을 크게 훼손시키는 바, 열간 프레스 성형용 아연계 도금강재에는 마그네슘의 첨가가 제한되고 있는 실정이다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 소지철 및 Zn-Al-Mg계 도금층을 포함하는 Zn-Al-Mg계 도금강재를 열간 프레스 성형하여 제조되는 열간 프레스 성형품에 있어서, 상기 열간 프레스 성형품은 그 표면에 형성된 산화물층을 포함하며, 상기 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)는 0.8 이상인 열간 프레스 성형품을 제공한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, Zn-Al-Mg계 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 Zn-Al-Mg계 도금강재를 얻는 단계, 상기 Zn-Al-Mg계 도금강재의 도금 부착량을 조절한 후, 냉각하는 단계, 상기 냉각된 Zn-Al-Mg계 도금강재를 가열로 내에서 600~950℃의 가열온도까지 가열하는 단계, 및 상기 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재를 금형에 의해 성형함과 동시에 급냉하는 단계를 포함하고, 상기 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재가 가열로 내에서 체재하는 시간을 나타내는 체재 시간이 120초 이하인 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형품의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따라 제조되는 열간 프레스 성형품은 내식성이 매우 우수한 장점이 있다.
도 1은 발명예 5에 따른 열간 프레스 성형품의 단면을 관찰한 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope) 이미지이고, 도 2는 비교예 5에 따른 열간 프레스 성형품의 단면을 관찰한 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope) 이미지이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 열간 프레스 성형품은 소지철 및 Zn-Al-Mg계 도금층을 포함하는 Zn-Al-Mg계 도금강재를 열간 프레스 성형하여 제조된다. 이때, 소지철은 강판 또는 강선재일 수 있다.
본 발명에서는 상기 소지철의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 일 예로써, 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~8.0%, B: 0.0020~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.15~0.35중량%
탄소는 오스테나이트 안정화 원소로써, 소입성 확보 및 열간 프레스 성형 후 성형품의 강도 확보를 위해 첨가되는 원소이다. 만약, 탄소 함량이 지나치게 낮을 경우 소입성이 부족하여 열간 프레스 후 목표 강도 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 0.15중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.18중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 탄소 함량이 지나치게 높을 경우 인성 및 용접성 저하가 야기될 수 있으며, 강도의 지나친 상승으로 인해 소둔 및 도금 공정에서 통판성을 저해하는 등 제조 공정상 불리할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 0.35중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하고, 0.32중량% 이하로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.5중량% 이하(0중량% 제외)
실리콘은 탈산을 목적으로 청가되는 성분이나, 만약, 그 함량이 지나치게 높을 경우 소둔시 강 표면에 SiO2 산화물이 다량 생성되어 미도금이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 0.5중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하고, 0.4중량% 이하로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
Mn: 0.5~8.0중량%
망간을 고용강화 원소로서 강도 상승에 크게 기여할 뿐만 아니라, 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키는데 중요한 역할을 한다. 만약, 망간 함량이 지나치게 낮을 경우 오스테나이트에서 페라이트로의 변태온도(Ae3)가 높아져 오스테나이트 단상 영역에서 열간 프레스 가공을 하기 위해 지나치게 높은 열처리 온도가 필요하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 0.5중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 1.0중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 반면, 망간 함량이 지나치게 높을 경우, 용접성 및 열간 압연성 등이 열화될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 8.0중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하고, 7.8중량% 이하로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
B: 0.0020~0.0050중량%,
보론은 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0020중량% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.0022중량% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 열간 가공성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 0.0050중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하고, 0.0045중량% 이하로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
다만, 이러한 불순물의 대표적인 예로, Al, P 및 S를 들 수 있는데, 소지철 중 Al 함량이 많아지면 제강성 크랙이 야기될 수 있으므로 그 함량을 0.2중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하며, P 및 S는 그 함량이 많아지면 연성이 열화될 수 있으므로, 그 함량을 각각 0.03중량% 이하, 0.001중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
Zn-Al-Mg계 도금층은 소지철의 표면에 형성되어, 부식 환경 하 소지철의 부식을 방지하는 역할을 하며, 중량%로, Mg: 0.9~3.5%, Al: 1.0~15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
Mg는 열간 프레스 성형품의 내식성 향상을 위해 첨가되는 필수 원소로써, 부식 환경 하 도금층 표면에 치밀한 부식 생성물을 형성함으로써, 열간 프레스 성형품의 부식을 효과적으로 방지한다. 한편, Zn-Al-Mg계 도금층 중 Mg은 열간 프레스 과정을 거치면서 그 중 일부가 산화되어 소실되며, Zn-Al-Mg계 도금층은 Fe와 합금화되어 전체 도금층 중 Mg의 함량이 감소하게 되는 바, 통상의 도금강재와 동등한 내식성을 확보하기 위해서는 보다 많은 양의 Mg가 포함되어야만 한다. 본 발명에서 목적하는 내식 효과를 확보하기 위해서는 0.9중량% 이상 포함되어야 하며, 보다 바람직하게는 0.95중량% 이상 포함되어야 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 도금욕 표면에 Mg의 산화 현상이 두드러져 도금 작업성이 열화될 뿐 아니라, 열간 프레스 과정을 거치면서 과도한 MgO 산화물을 형성하여 Zn의 산화와 휘발을 촉진함으로써 열간 프레스 성형품의 내식성을 열화시킬 수 있다. 이를 방지하기 위한 측면에서 Mg은 3.5중량% 이하로 포함되어야 하며, 보다 바람직하게는, 3.3중량% 이하로 포함되어야 한다.
Al은 열간 프레스 과정을 거치면서 그 표면에 안정적인 Al2O3 산화물층을 형성하여 Zn의 산화와 휘발을 억제함으로써 열간 프레스 성형품의 내식성 향상에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0중량% 이상 포함되어야 하며, 보다 바람직하게는, 1.1중량% 이상 포함되어야 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 표면의 내열성은 좋아질 수 있으나, 용융 도금시 도긍욕의 용융 온도가 지나치게 상승하여 조업에 어려움을 줄 수 있다. 이를 방지하기 위한 측면에서 Al은 15중량% 이하로 포함되어야 한다.
본 발명의 열간 프레스 성형품은 그 표면에 형성된 산화물층을 포함하며, 그 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)는 0.8 이상인 것을 특징으로 한다. 보다 바람직한 범위는 0.85 이상이며, 보다 더 바람직한 범위는 0.9 이상이다.
본 발명자들의 연구 결과, Mg계 산화 피막은 물리적으로 안정적이지 못하며, 이에 쉽게 파손되어 도금층 내 Zn의 산화와 휘발을 촉진한다. 이에 반해, Al계 산화 피막은 물리적으로 매우 안정하며, 이에 그 표면에 Al계 산화 피막이 안정적으로 생성될 경우 도금층 내 Zn의 산화와 휘발을 방지할 수 있을 뿐 아니라, 산화물의 양 자체를 최소화함으로써, 열간 프레스 성형품의 내식성이 대폭 향상될 수 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)를 0.8 이상으로 제어할 필요가 있다.
본 발명에서는 상기 산화물층에 포함된 Mg 및 Al 함량 등을 측정하기 위한 구체적인 장치 및 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, GDOES(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry)를 이용하여 측정할 수 있다. 이때, 분석 대상 원소는 표준 시편을 이용하여 분석 장비의 검교정을 실시한 후에 분석함이 바람직하다.
일 예에 따르면, 산화물층 중 Zn, Al 및 Mg의 합계 부착량이 700mg/m2 이하(0mg/m2 제외)일 수 있고, 보다 바람직하게는, 500mg/m2 이하(0mg/m2 제외)일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 100mg/m2 이하(0mg/m2 제외)일 수 있다.
표면 산화물은 점용접시 표면 저항을 증대시켜 용접 터짐(스패터)을 발생하게 하여 용접을 어렵게 하거나 불가능하게 하는데, 상기와 같이 산화물의 합계 부착량을 700mg/m2 이하로 억제할 경우, 우수한 용접성을 확보할 수 있다. 일 예에 따르면, KS B ISO 15609 등 관련 절차에 따라 spot 용접을 실시할 때, 상기와 같은 산화물의 합계 부착량이 700mg/m2 이하로 억제하는 경우 용접 가능 전류 범위가 0.5KA 이상 얻어진 반면, 산화물의 합계 부착량이 그 이상에서는 용접 가능 전류 범위가 0.5KA 이하이거나 얻어지지 않았다.
일 예에 따르면, 산화물층은 Mn, Si 및 Fe으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있으며, 이들 함량의 합은 산화물층에 포함된 전체 금속 함량 대비 50% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 30% 이하일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 10% 이하일 수 있다. 상기의 원소들은 산화물층 내에 물리적, 화학적인 결함을 형성하여 산화물층 형성에 의한 고온 내열성 향상 효과를 저해할 우려가 있다. 따라서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.
일 예에 따르면, 열간 프레스 성형품의 도금층에 포함된 Mg의 총량(MgC)에 대한 상기 열간 프레스 성형품의 산화물층에 포함된 Mg의 총량(MgO)의 비(MgO/MgC)는 1 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.5 이하일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.3 이하일 수 있다.
도금층에 함유된 Mg는 열간 프레스 성형품의 내식성 향상에 크게 기여하는 바, 우수한 내식성 확보를 위해서는 열간 프레스 과정에서 Mg의 산화를 억제함으로써 가능한 한 도금층 중 Mg를 고용된 형태로 유지시키는 것이 바람직하다. 상기와 같이 그 총량 비(MgO/MgC)를 1 이하로 제어할 경우, 열간 프레스 성형품의 내식성을 보다 극대화할 수 있다.
일 예에 따르면, 열간 프레스 성형품의 도금층의 Fe 합금화도는 20~70%일 수 있고, 보다 바람직하게는, 25~65%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 30~60%일 수 있다. Fe 함금화도가 상기의 범위를 만족할 경우, 가열 공정 중 산화 피막의 발생을 효과적으로 억제할 수 있으며, 희생 방식에 의한 내식 특성이 우수해지는 장점이 있다. 만약, Fe 합금화도가 20% 미만인 경우에는 도금층 내 일부 Zn이 농화된 영역이 액상으로 존재하여 가공시 액상 취화 균열을 유발할 수 있다. 한편, Fe 합금화도가 70%를 초과하는 경우에는 내식성이 저하될 우려가 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 열간 프레스 성형품은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의하여 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, Zn-Al-Mg계 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 Zn-Al-Mg계 도금강재를 얻는다. 본 발명에서는 도금강재를 얻는 구체적인 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 본 발명의 효과를 보다 극대화하기 위해 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다.
(a) 소지철의 종류 및 표면 조도의 제어
본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 도금 전 소지철의 표면 조도는 도금층 내 Al의 활동도(Activity)에 영향을 미치며, 특히, 소지철의 표면 조도가 낮을수록 Al의 활동도를 높여 열간 프레스 성형품의 표면에 Al2O3를 안정적으로 형성시키는데 유리하다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 표면 조도(Ra)가 2.0μm 이하로 제어된 냉연강판을 소지철로 이용함이 바람직하다. 한편, 표면 조도 낮을수록 Al의 활동도를 높이는데 유리하므로 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 소지철의 표면 조도가 지나치게 낮을 경우 압연 중 강재의 미끄러짐 현상으로 인해 조업에 지장을 받을 수 있으므로, 이를 방지하기 위한 측면에서 그 하한을 0.3μm로 한정할 수는 있다.
(b) 도금욕 조성의 제어
본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 도금욕 중 Al 및 Mg가 복합 첨가된 경우, Al 및 Mg의 함량비 또한 Al의 활동도(Activity)에 영향을 미치며, 특히 Al/Mg 비가 높을수록 Al의 활동도를 높여 열간 프레스 성형품의 표면에 Al2O3를 안정적으로 형성시키는데 유리하다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 도금욕 중 Al/Mg 비율을 0.8 이상으로 제어함이 바람직하다. 한편, Al/Mg 비율이 높을수록 Al의 활동도를 높이는데 유리하므로 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
(c) 선도금층 형성 및 소둔 조건의 제어
본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 소지철이 Mn 등 친산화 원소를 다량 함유하고 있을 경우, 도금층 내로 친산화 원소의 확산이 두드러지게 일어나며, 이렇게 도금층 내로 확산된 친산화 원소는 Al의 활동도를 낮춰 Al2O3 피막의 안정적인 형성을 방해하게 된다.
이를 방지하기 위하여, 일 예에 따르면, 그 표면에 Fe, Ni, Cu, Sn 및 Sb로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 금속을 선도금한 후, 소둔 처리한 소지철을 대상으로 도금을 실시할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 선도금하는 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 예를 들어, 전기 도금 방법에 의해 형성할 수 있다.
이때, 선도금층의 두께는 5~100nm인 것이 바람직하다. 만약, 그 두께가 5nm 미만인 경우 친산화 원소의 도금층 내 확산을 효과적으로 억제하기 어려우며, 반면, 그 두께가 100nm를 초과할 경우 표면 산화물 억제에는 효과적일 수 있으나, 경제성 확보가 어렵다.
한편, 소둔 처리는 소지철 조직이 재결정을 회복하기 위하여 실시하는 것으로, 상기 소둔 처리는 소지철 조직이 재결정을 회복하는데 충분한 정도인 750~850℃의 온도에서 행하여 질 수 있다.
일 예에 따르면, 소둔 처리는 1~15부피%의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기에서 행하여 질 수 있다. 만약, 수소 가스가 1부피% 미만일 경우 표면 산화물의 억제를 효과적으로 수행하기 어려울 수 있으며, 반면, 수소 가스가 20부피%를 초과할 경우 수소 함량 증가에 따른 비용이 증가할 뿐만 아니라, 폭발 위험이 과도하게 증가하게 된다.
다음으로, Zn-Al-Mg계 도금강재를 가열로 내에서 소정의 가열온도까지 가열한다.
이때, 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재가 가열로 내에서 체재하는 시간을 나타내는 체재 시간을 120초 이하로 관리함이 바람직하다.
본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 소재의 온도가 고온일수록 MgO의 생성이 활발히 이뤄지게 되는데, 특히 Mg는 타 원소에 비하여 산화가 용이한 원소인 바, 소재의 온도가 고온에서 머무는 시간이 늘어나게 되면, 타 원소에 의한 산화물을 환원시켜 산화물층 내 Mg의 비율을 높이게 된다. 이 경우, 물리적으로 안정하지 못한 산화물층 형성으로 인해 Zn의 휘발 및 산화가 촉진되며, 결과적으로 열간 프레스 성형품의 내식성이 열화된다. 이에, 본 발명에서는 체재 시간을 120초 이하로 관리한다.
한편, 본 발명자들의 추가적인 연구 결과에 따르면, 가열온도 및 승온 속도 또한 목적하는 산화물층 형성에 영향을 미친다.
본 발명자들의 연구 결과, 열간 프레스 성형을 위한 가열시, 가열 초기에는 Al2O3 피막이 안정적으로 생성되며, 가열이 점차 진행됨에 따라 소재의 온도가 높아지게 되면 MgO가 생성되면서 이미 생성된 Al2O3의 환원이 이뤄진다. 이에, MgO의 생성 및 Al2O3의 환원을 방지하기 위해서는 승온 속도를 10℃/sec 이상으로 빠르게 제어할 필요가 있다.
한편, 일반적인 열간 프레스 성형시 소재의 가열온도는 600~950℃인데, 만약, 가열온도가 800℃ 이상 950℃ 이하일 경우, 승온 속도를 20℃/sec 이상으로 보다 빠르게 제어함과 동시에, 체재시간을 60초 이하로 보다 짧게 관리함이 바람직하다. 이와 같이 승온 속도를 보다 빠르게, 그리고 체재시간을 보다 짧게 관리하는 까닭은 전술한 바와 같이 고온 영역에서 MgO의 생성이 과다하기 때문이다. 이때, 체재시간은 40초 이하로 제어함이 보다 바람직하고, 20초 이하로 제어함이 보다 더 바람직하며, 15초 이하로 제어함이 가장 바람직하다.
상기의 가열 속도는 전기로 등 통상의 항온로를 이용한 경우에 비하여 상당히 빠른 것으로써, 일 예에 따르면, 상기의 가열은 복사 가열, 고주파 유도 가열 및 통전 가열 중 어느 하나의 방법에 의해 이뤄지는 것일 수 있다.
상기의 가열은 대기 중에서도 가능하기는 하나, 불순물에 의한 표면 산화를 억제하고, Al2O3 산화물의 생성을 촉진하기 위하여 불활성 가스(예컨대, 질소, 아르곤 등) 분위기 하 가열을 실시할 수 있다.
다음으로, 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재를 금형에 의해 성형함과 동시에 급냉함으로써, 열간 프레스 성형품을 얻을 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 조성(중량%)을 갖는 강재를 준비한 후, 상기 강재를 1.5mm 두께의 냉연강판으로 가공하였다. 이후, 5부피%의 수소가 함유된 질소 가스 분위기 하 최고 780℃의 온도에서 40초 간 소둔 열처리를 행하고, 하기 표 2의 조성을 갖는 아연계 도금욕에 침지하여 도금강재를 얻었다. 이때, 아연 도금욕의 온도는 450℃로 일정하게 하였다.
이후, 각각의 도금강재에 대하여 하기 표 3의 조건으로 가열한 후, 금형에 의해 성형함과 동시에 급냉하여 성형품을 제조하였다.
이후, 각각의 성형품에 대하여 인장강도를 측정하고, 내식성 및 용접성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다. 내식성 평가는 KS R 1127에 규정된 염수분무시험을 이용하였고, 1200시간 부식 후 표면 부식 생성물을 제거한 후, 소지부재의 최대 부식 깊이를 측정하였다. 또한, 용접성 평가는 KS B ISO 15609에 따라 spot 용접 실시 후, 용접 가능 전류 범위를 측정하였다.
표 1
Figure PCTKR2016014937-appb-T000001
표 2
Figure PCTKR2016014937-appb-T000002
표 3
Figure PCTKR2016014937-appb-T000003
표 4
Figure PCTKR2016014937-appb-T000004
표 4를 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11은 산화물층 중 Al/Mg 함량비가 모두 0.8 이상을 나타내며, 이에 따라, KS R 1127에 규정된 1200시간의 염수분무시험 후 소지 부재의 최대 부식 깊이가 0.5mm 이하로 우수한 내식성을 나타냄을 확인할 수 있다. 또한, 용접 가능 전류 범위가 0.5kA 이상으로 우수한 용접성을 나타냄을 확인할 수 있다.
표 4에서, MgO/MgC 가 기재 없음은 도금욕 5와 같이 도금욕중 Mg가 없는 경우이거나, 소지철의 Mg가 전부 소모되어 남아 있지 않는 경우이다. 또한 최대 부식 깊이에 기재 없음은 시편 두께를 통하여 관통 부식이 발생하여 부식 깊이를 측정할 수 없는 경우이다.
한편, 도 1은 발명예 5에 따른 열간 프레스 성형품의 단면을 관찰한 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope) 이미지이고, 도 2는 비교예 5에 따른 열간 프레스 성형품의 단면을 관찰한 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope) 이미지이다.

Claims (19)

  1. 소지철 및 Zn-Al-Mg계 도금층을 포함하는 Zn-Al-Mg계 도금강재를 열간 프레스 성형하여 제조되는 열간 프레스 성형품에 있어서,
    상기 열간 프레스 성형품은 그 표면에 형성된 산화물층을 포함하며,
    상기 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)는 0.8 이상인 열간 프레스 성형품.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 산화물층에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al 의 함량의 비(Al/Mg)는 0.9 이상인 열간 프레스 성형품.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 산화물층 중 Zn, Al 및 Mg의 합계 부착량이 700mg/m2 이하(0mg/m2 제외)인 열간 프레스 성형품.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 산화물층은 Mn, Si 및 Fe으로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하며, 상기 산화물층에 포함된 Mn, Si 및 Fe의 함량의 합은 상기 산화물층에 포함된 전체 금속 함량 대비 50% 이하인 열간 프레스 성형품.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열간 프레스 성형품의 도금층에 포함된 Mg의 총량(MgC)에 대한 상기 열간 프레스 성형품의 산화물층에 포함된 Mg의 총량(MgO)의 비가 1 이하인 열간 프레스 성형품.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열간 프레스 성형품의 도금층의 Fe 합금화도는 20~70%인 열간 프레스 성형품.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 Zn-Al-Mg계 도금층은 중량%로, Mg: 0.9~3.5%, Al: 1.0~15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열간 프레스 성형품.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 소지철은 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~8.0%, B: 0.0020~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열간 프레스 성형품.
  9. 제1항에 있어서,
    KS R 1127에 규정된 1200시간의 염수분무시험 후 소지 부재의 최대 부식 깊이가 0.5mm 이하인 열간 프레스 성형품.
  10. 제1항에 있어서,
    인장강도가 1300MPa 이상인 열간 프레스 성형품.
  11. Zn-Al-Mg계 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 Zn-Al-Mg계 도금강재를 얻는 단계;
    상기 Zn-Al-Mg계 도금강재를 가열로 내에서 10℃/sec 이상의 속도로 600~950℃의 가열온도까지 가열하는 단계; 및
    상기 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재를 금형에 의해 성형함과 동시에 급냉하는 단계;를 포함하고,
    상기 가열온도에 도달한 Zn-Al-Mg계 도금강재가 가열로 내에서 체재하는 시간을 나타내는 체재 시간이 120초 이하인 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 가열온도는 800℃ 이상 950℃ 이하이고, 상기 가열온도까지의 평균 승온 속도는 20℃/sec 이상이며, 상기 체재시간은 60초 이하인 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 가열은 복사 가열, 고주파 유도 가열 및 통전 가열 중 어느 하나의 방법에 의해 이뤄지는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  14. 제11항에 있어서,
    상기 가열은 불활성 가스 분위기 하 이뤄지는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  15. 제11항에 있어서,
    상기 Zn-Al-Mg계 도금욕에 포함된 Mg의 함량에 대한 Al의 함량의 비(Al/Mg)는 0.8 이상인 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  16. 제11항에 있어서,
    상기 소지철은 냉연강판이고, 상기 냉연강판의 도금 전 표면 조도(Ra)는 2.0μm 이하인 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  17. 제11항에 있어서,
    상기 소지철은 중량%로, 중량%로, C: 0.15~0.35%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~8.0%, B: 0.0020~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  18. 제17항에 있어서,
    상기 도금 강재를 얻기 전,
    상기 소지철의 표면에 Fe, Ni, Cu, Sn 및 Sb로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상의 금속을 평균 두께 5~100nm로 선도금하는 단계; 및
    상기 선도금된 소지철을 소둔하는 단계;
    를 더 포함하는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
  19. 제18항에 있어서,
    상기 소둔은 1~15부피%의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기에서 행하는 열간 프레스 성형품의 제조방법.
PCT/KR2016/014937 2015-12-22 2016-12-20 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법 Ceased WO2017111431A1 (ko)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16879298.4A EP3395465B1 (en) 2015-12-22 2016-12-20 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same
JP2018532217A JP6656379B2 (ja) 2015-12-22 2016-12-20 耐食性に優れた熱間プレス成形品及びその製造方法
US16/061,844 US20180363117A1 (en) 2015-12-22 2016-12-20 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same
CN201680074460.6A CN108430662B (zh) 2015-12-22 2016-12-20 耐蚀性优异的热压成型品及其制造方法
ES16879298T ES2902910T3 (es) 2015-12-22 2016-12-20 Producto formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la corrosión y procedimiento para prepararlo
US18/468,268 US12297544B2 (en) 2015-12-22 2023-09-15 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same
US19/074,079 US20250207235A1 (en) 2015-12-22 2025-03-07 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150183502A KR20170075046A (ko) 2015-12-22 2015-12-22 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
KR10-2015-0183502 2015-12-22

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US16/061,844 A-371-Of-International US20180363117A1 (en) 2015-12-22 2016-12-20 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same
US18/468,268 Division US12297544B2 (en) 2015-12-22 2023-09-15 Hot press formed product having excellent corrosion resistance and method for preparing same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
WO2017111431A1 true WO2017111431A1 (ko) 2017-06-29
WO2017111431A8 WO2017111431A8 (ko) 2018-02-01

Family

ID=59089563

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2016/014937 Ceased WO2017111431A1 (ko) 2015-12-22 2016-12-20 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (3) US20180363117A1 (ko)
EP (1) EP3395465B1 (ko)
JP (1) JP6656379B2 (ko)
KR (1) KR20170075046A (ko)
CN (1) CN108430662B (ko)
ES (1) ES2902910T3 (ko)
WO (1) WO2017111431A1 (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020528963A (ja) * 2017-07-25 2020-10-01 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
EP3728681B1 (en) 2017-12-19 2021-09-22 ArcelorMittal A hot-dip coated steel substrate

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153172B1 (ko) 2018-08-30 2020-09-07 주식회사 포스코 열간 성형성 및 내식성이 우수한 알루미늄-아연 합금 도금강판 및 그 제조방법
DE102020202171A1 (de) * 2020-02-20 2021-08-26 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines oberflächenveredelten Stahlblechs und oberflächenveredeltes Stahlblech
CN115053009B (zh) * 2020-03-03 2024-05-31 杰富意钢铁株式会社 热压部件及其制造方法以及热压用镀覆钢板
WO2021215418A1 (ja) * 2020-04-20 2021-10-28 日本製鉄株式会社 熱間プレス成形品の製造方法及び熱間プレス成形品
CN113025937B (zh) * 2021-02-07 2023-03-17 首钢集团有限公司 一种热浸镀锌钢板及其制备方法
EP4379084A4 (en) 2021-07-30 2025-11-19 Hyundai Steel Co STEEL SHEET FOR HOT PRESSING AND ALUMINUM-COATED FLAN MADE USING SAID SHEET
KR20240027174A (ko) * 2022-08-22 2024-03-04 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 열간 성형용 냉연강판, 열간 성형 부재 및 그들의 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07207421A (ja) * 1994-01-13 1995-08-08 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 亜鉛合金めっき方法
JP2005113233A (ja) * 2003-10-09 2005-04-28 Nippon Steel Corp 熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材
KR20090055264A (ko) * 2007-11-28 2009-06-02 현대하이스코 주식회사 고내식 초고강도 강철성형체 제조방법
KR20110076146A (ko) * 2009-12-29 2011-07-06 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 열간 프레스용 용융아연도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 부재 및 이들의 제조방법
KR20150075650A (ko) * 2013-12-26 2015-07-06 주식회사 포스코 크롬 프리 후처리 피막 밀착성이 우수한 Zn-Al-Mg계 고내식 도금강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0257670A (ja) * 1988-08-22 1990-02-27 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性、耐フレーキング性に優れた溶融合金化亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3179446B2 (ja) * 1998-07-02 2001-06-25 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れためっき鋼板と塗装鋼板及びその製造方法
JP3381647B2 (ja) * 1998-11-20 2003-03-04 日本鋼管株式会社 耐食性に優れた有機被覆鋼板
JP3367466B2 (ja) * 1999-05-13 2003-01-14 住友金属工業株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP3758549B2 (ja) * 2001-10-23 2006-03-22 住友金属工業株式会社 熱間プレス加工方法
CN1780931A (zh) * 2003-01-23 2006-05-31 H.C.施塔克公司 增强耐原电池腐蚀性的预电镀表面处理
JP2004270029A (ja) 2003-02-18 2004-09-30 Nippon Steel Corp 耐亜鉛揮発性に優れた亜鉛系めっき鋼板
JP4447270B2 (ja) * 2003-08-29 2010-04-07 豊田鉄工株式会社 熱間プレス用めっき鋼板の加熱処理方法
JP4452157B2 (ja) * 2004-02-06 2010-04-21 新日本製鐵株式会社 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
JP4631379B2 (ja) * 2004-09-29 2011-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP4630099B2 (ja) * 2005-03-25 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 リン酸塩処理性および塗装後耐食性に優れた熱処理加工用溶融Ｚｎめっき鋼板並びにその製造方法
RU2469102C2 (ru) 2007-02-23 2012-12-10 Тата Стил Эймейден Б.В. Способ термомеханического придания формы конечному продукту с очень высокой прочностью и полученный таким образом продукт
JP2007207421A (ja) 2007-03-01 2007-08-16 Hitachi Ltd 情報記録再生装置
EP2520686B1 (en) * 2009-12-29 2021-04-07 Posco Hot-pressed parts with zinc-plating and a production method for the same
JP2011157576A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス鋼材の製造方法
KR20130076589A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 도금표면 품질 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP2013185184A (ja) * 2012-03-07 2013-09-19 Jfe Steel Corp 熱間プレス成形体およびその製造方法
KR101678511B1 (ko) * 2012-03-07 2016-11-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열간 프레스용 강판, 그의 제조 방법 및, 그것을 이용한 열간 프레스 부재의 제조 방법
WO2013160566A1 (fr) * 2012-04-25 2013-10-31 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Procédé de réalisation d'une tôle à revêtements znalmg huilés et tôle correspondante.
CN104583437A (zh) * 2012-08-15 2015-04-29 新日铁住金株式会社 热压用钢板、其制造方法以及热压钢板构件
KR101406650B1 (ko) 2012-08-31 2014-06-11 주식회사 포스코 미소크랙이 억제된 열간 프레스 성형품
JP2014091130A (ja) * 2012-10-31 2014-05-19 Daihatsu Motor Co Ltd 熱間プレス成形設備
EP3124637B9 (en) 2014-03-26 2019-12-04 Nippon Steel Corporation High-strength hot-formed steel sheet member

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07207421A (ja) * 1994-01-13 1995-08-08 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 亜鉛合金めっき方法
JP2005113233A (ja) * 2003-10-09 2005-04-28 Nippon Steel Corp 熱間プレス用Ｚｎ系めっき鋼材
KR20090055264A (ko) * 2007-11-28 2009-06-02 현대하이스코 주식회사 고내식 초고강도 강철성형체 제조방법
KR20110076146A (ko) * 2009-12-29 2011-07-06 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 열간 프레스용 용융아연도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 부재 및 이들의 제조방법
KR20150075650A (ko) * 2013-12-26 2015-07-06 주식회사 포스코 크롬 프리 후처리 피막 밀착성이 우수한 Zn-Al-Mg계 고내식 도금강판 및 그 제조방법

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020528963A (ja) * 2017-07-25 2020-10-01 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
JP7326247B2 (ja) 2017-07-25 2023-08-15 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
EP3728681B1 (en) 2017-12-19 2021-09-22 ArcelorMittal A hot-dip coated steel substrate
US11674209B2 (en) 2017-12-19 2023-06-13 Arcelormittal Hot-dip coated steel substrate
US12227822B2 (en) 2017-12-19 2025-02-18 Arcelormittal Hot-dip coated steel substrate

Also Published As

Publication number Publication date
US12297544B2 (en) 2025-05-13
US20250207235A1 (en) 2025-06-26
JP6656379B2 (ja) 2020-03-04
ES2902910T3 (es) 2022-03-30
EP3395465A1 (en) 2018-10-31
EP3395465B1 (en) 2021-10-27
US20240002992A1 (en) 2024-01-04
CN108430662B (zh) 2020-03-24
JP2019506297A (ja) 2019-03-07
CN108430662A (zh) 2018-08-21
EP3395465A4 (en) 2018-10-31
WO2017111431A8 (ko) 2018-02-01
KR20170075046A (ko) 2017-07-03
US20180363117A1 (en) 2018-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111431A1 (ko) 내식성이 우수한 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
WO2021125696A2 (ko) 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2018117716A1 (ko) 내식성이 우수한 알루미늄계 도금 강재, 이를 이용한 알루미늄계 합금화 도금 강재 및 이들의 제조방법
WO2019132461A1 (ko) 열간 프레스 성형용 도금강판, 이를 이용한 성형부재 및 이들의 제조방법
WO2020111881A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄-철계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2019132336A1 (ko) 가공 후 내식성 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법
WO2015099399A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스 성형용 강판, 성형부재 및 그 제조방법
WO2017111400A1 (ko) 내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금 강재 및 그 제조방법
JP2012112010A (ja) 熱間プレス用めっき鋼板、それを用いた熱間プレス部材の製造方法および熱間プレス部材
WO2016190538A1 (ko) 내박리성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법
WO2017111449A1 (ko) 도금성이 우수한 고강도 용융 아연계 도금 강재 및 그 제조방법
WO2017111491A1 (ko) 도금성 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 용융 알루미늄 도금강판 및 그 제조방법
WO2019004662A1 (ko) 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2020116876A2 (ko) 수소취성에 대한 저항성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 그 제조방법
WO2012053871A2 (ko) 금속코팅강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2022131671A1 (ko) 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2021125581A1 (ko) 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
WO2021112584A1 (ko) 표면품질과 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2022131848A1 (ko) 열간 프레스 성형용 도금강판 및 그 제조 방법
WO2021112581A1 (ko) 전기저항 점용접부의 피로강도가 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2020111884A1 (ko) 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2013100610A1 (ko) 고망간 열연 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2020111883A1 (ko) 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 철-알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2017111442A1 (ko) 미세크랙이 억제된 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
WO2018117770A1 (ko) 가공부 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16879298

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018532217

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016879298

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016879298

Country of ref document: EP

Effective date: 20180723