WO2020111884A1 - 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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김성우
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    • C23C28/028—Including graded layers in composition or in physical properties, e.g. density, porosity, grain size
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum-based plated steel sheet for hot press excellent in hydrogen delay fracture characteristics and spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • the hot press forming method is a method of forming a low-temperature structure such as martensite in a steel sheet by processing the steel sheet at a high temperature, which is good for processing, and then rapidly cooling the steel sheet to increase the strength of the final product. In this case, when manufacturing a member having high strength, there is an advantage of minimizing the problem of processability.
  • Patent Document 1 has been proposed as a method for solving this problem.
  • a steel plate subjected to aluminum plating is used in a process of heating and quenching (shortly'post heat treatment') after hot press forming or room temperature forming. Since the aluminum plating layer is present on the surface of the steel sheet, the steel sheet is not oxidized upon heating.
  • the steel sheet when subjected to hot press forming, the steel sheet may have a strength of 1000 MPa or more, and in some cases, 1400 MPa or more, and in recent years, the required level of strength may be further increased to have a strength of 1800 MPa or more.
  • the strength of the steel sheet becomes high, it becomes susceptible to hydrogen-delayed destruction, and the steel sheet sometimes breaks even when it contains a small amount of hydrogen.
  • diffusion of Fe occurs from the iron on the surface of the steel sheet to the plated layer on the surface and alloying occurs in the plating layer. There is a problem that the hydrogen resistance of the member is inferior.
  • Patent Document 1 U.S. Patent Publication No. 6,296,805
  • an object of the present invention is to provide an aluminum-based plated steel sheet for hot press forming having excellent hydrogen delay fracture characteristics and spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • An aluminum-based plated steel sheet includes: a steel sheet; And a plating layer formed on the surface of the holding steel plate, wherein the plating layer is formed on the surface of the holding steel plate and includes an alloying layer comprising at least one of Fe 3 Al, FeAl(Si), Fe 2 Al 5 and FeAl 3 ; And an aluminum layer formed on the alloying layer and having a thickness of less than 10% of the thickness of the plating layer.
  • the thickness of the plating layer is 5-20 ⁇ m, and oxygen measured by GDS at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface of the plating layer It is 10 weight% or less.
  • the plating layer may contain Si: more than 4% and 15% or less, residual Al and other unavoidable impurities.
  • the plating layer may further include Mg: 1.1% or less in weight percent.
  • the steel sheet is C: 0.04 to 0.5% by weight, Si: 0.01 to 2%, Mn: 0.01 to 10%, Al: 0.001 to 1.0%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02 % Or less, and may contain residual Fe and other unavoidable impurities.
  • the steel sheet is a weight percent, sum of one or more selected from the group consisting of Cr, Mo and W: 0.01 to 4.0%, sum of one or more from the group consisting of Ti, Nb, Zr and V: 0.001 to 0.4%, Cu +Ni: 0.005 to 2.0%, Sb + Sn: 0.001 to 1.0% and B: 0.0001 to 0.01%.
  • the hot press forming member according to another aspect of the present invention is a hot press forming member obtained by hot press forming the above-described aluminum-based plated steel sheet, and a diffusion layer made of at least one of FeAl(Si) and Fe 3 Al on the steel sheet is provided. It is formed, the thickness of the diffusion layer may be 90% or more of the total thickness of the plating layer.
  • the hot press-molded member may have a diffusive hydrogen content of 0.1 ppm or less in the member, and a spot welding current range of the hot press-molded member may be 1 kA or more.
  • a method of manufacturing an aluminum-based plated steel sheet comprises the steps of preparing a steel plate; Step of obtaining the aluminum-plated steel sheet by immersing the steel sheet in an aluminum plating bath containing Si: 4% or more and 15% or less by weight%, residual Al and other inevitable impurities in a plating amount of 10 to 40 g/m2 on one side basis ; Performing initial cooling at a cooling rate of 0.1 to 5°C/sec to a temperature of 640°C or higher immediately after aluminum plating; And obtaining an aluminum-based plated steel sheet through on-line alloying, which is performed by heating for 1 to 20 seconds in the heating temperature range of 670 to 900°C continuously after the initial cooling.
  • the aluminum plating bath may further include Mg: 1.1% or less by weight.
  • the Si content of the aluminum plating bath is controlled and the thickness of the plating layer is appropriately controlled, followed by alloying, so that most of the steel plate is in the hot press forming member.
  • a plating layer made of a diffusion layer there is an effect that can improve the hydrogen resistance and spot weldability of the hot press-formed member.
  • FIG. 1 schematically shows a manufacturing apparatus in which a manufacturing method according to an aspect of the present invention is implemented.
  • FIG. 2 is a photograph of a cross section of an aluminum-based plated steel sheet prepared by Inventive Example 4 observed with a scanning electron microscope (SEM).
  • FIG. 4 is a photograph obtained by scanning electron microscopy (SEM) on the plated cross section after hot press forming the aluminum-based plated steel sheet prepared according to Inventive Example 4.
  • FIG. 5 is a photograph obtained by observing the plated cross section after hot press forming the aluminum-based plated steel sheet prepared in Comparative Example 7 with an optical microscope.
  • the aluminum-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a steel sheet, and a plating layer formed on the surface of the steel sheet, wherein the plating layer is formed on the surface of the steel sheet and is Fe 3 Al, FeAl(Si), Fe 2 Al 5 and an alloying layer comprising at least one of FeAl 3 , and an aluminum layer formed on the alloying layer and having a thickness of less than 10% of the thickness of the plating layer, wherein the thickness of the plating layer is 5 to 20 ⁇ m, and It is characterized in that the oxygen measured by GDS at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface is 10% by weight or less.
  • the aluminum-based plated steel sheet includes a steel plate and a plating layer formed on the surface of the steel plate.
  • the plating layer includes an alloying layer formed on the surface of the steel sheet and including at least one of Fe 3 Al, FeAl(Si), Fe 2 Al 5 and FeAl 3 , and an aluminum layer formed on the alloying layer.
  • the alloying layer may include one or more of Fe 3 Al, FeAl (Si), Fe 2 Al 5 and FeAl 3 .
  • the alloying layer may mainly include one or more of Fe 3 Al, FeAl (Si), Fe 2 Al 5 and FeAl 3 .
  • the alloying layer may include 50% or more of at least one of Fe 3 Al, FeAl(Si), Fe 2 Al 5, and FeAl 3 , preferably 80% or more It may include, more preferably 90% or more, and most preferably 95% or more.
  • the alloying layer mainly includes one or more alloy phases of Fe 3 Al, FeAl(Si), Fe 2 Al 5, and FeAl 3 , but inevitably includes impurities and plating baths. Other elements that may be included may also be included in small amounts.
  • Mg when Mg is added, Mg may be partially included in the Al-Fe-based alloy in the alloying layer, and the alloying layer may include other alloy phases including the Al-Fe-Mg-based alloy phase. It may also include.
  • an alloying layer mainly composed of an intermetallic compound of Al and Fe formed as a result of diffusion may be formed on the substrate steel plate.
  • the alloy phase of the Al-Fe-based intermetallic compound mainly comprising the alloying layer includes Fe 3 Al, FeAl (Si), Fe 2 Al 5 , FeAl 3 and the like.
  • an aluminum layer containing Fe which is the same as the original plating layer component or diffused in a small amount from the steel sheet may be present, and in some cases, the aluminum layer may not be present by complete alloying.
  • the thickness of the plating layer may be 5 to 20 ⁇ m.
  • the thickness of the plating layer is less than 5 ⁇ m, corrosion resistance is inferior, whereas when the thickness of the plating layer exceeds 20 ⁇ m, weldability is deteriorated. Therefore, the thickness of the alloy plating layer in the present invention is preferably limited to 5 ⁇ 20 ⁇ m thickness. Meanwhile, the thickness of the plating layer may be preferably 6.2 to 19.5 ⁇ m, and more preferably 5 to 15 ⁇ m.
  • oxygen measured by a GDS (Glow Discharge Spectrometer) at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface of the plating layer may be 10% by weight or less, and more preferably 7.4% by weight. That is, in the present invention, the lower the oxygen measured by GDS at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface of the plated layer is, the smaller is better.
  • the lower limit may not be limited. However, according to one embodiment of the present invention, oxygen measured by GDS at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface of the plating layer including an error range may be greater than 0% and less than or equal to 10% by weight, or greater than 0% and less than or equal to 7.4%. .
  • the temperature is increased without cooling, and the alloying heat treatment is performed for a short time, so that the oxygen content on the surface of the plating layer can be effectively suppressed. If the oxygen content of the surface of the plating layer exceeds 10% by weight, the surface quality of the plated steel sheet may be inferior. On the other hand, the smaller the oxygen content on the surface of the plating layer, the more advantageous, so the lower limit may not be limited.
  • an aluminum layer mainly made of aluminum may be formed on the surface side of the plating layer and on the alloying layer.
  • the thickness of the aluminum layer may be controlled to less than 10% of the thickness of the plating layer, and in some cases, sufficient alloying may be performed so that the aluminum layer may not exist (ie, 0% of the thickness of the plating layer).
  • the interface between the aluminum layer and the alloying layer in the aluminum-based plated steel sheet is unstable, if the thickness of the aluminum layer is greater than 10% of the thickness of the plating layer, peeling of the aluminum layer may occur when winding after alloying heat treatment.
  • the smaller the thickness of the aluminum layer the more preferable, so the lower limit may not be limited.
  • the smaller the thickness of the aluminum layer is, the more preferably the thickness of the aluminum layer may be less than 5%, more preferably less than 1%, and most preferably 0%.
  • the plating layer is in weight%, when the remaining alloy composition excluding the Fe content diffused from the steel sheet is 100%, Si: more than 4% and 15% or less, including the remaining Al and other unavoidable impurities can do.
  • the Si serves to uniformize alloying with Fe in the plating layer, and should be included in excess of at least 4% in order to obtain such an effect.
  • Si also plays a role of suppressing the diffusion of Fe, so if it is contained in excess of 15%, the diffusion of Fe is excessively suppressed, so that the desired plating layer structure in the present invention may not be obtained.
  • the Si content may be preferably 4.5 to 14.1%, more preferably 6 to 13%, and most preferably 8 to 11%.
  • the plating layer may additionally include 1.1% or less of Mg by weight.
  • Mg When Mg is added, it serves to improve the corrosion resistance of the plated steel sheet, and an effect of increasing the alloying rate can also be obtained.
  • the Mg content exceeds 1.1%, a large amount of Mg oxide may be generated on the surface after alloying and/or after hot press forming, so that weldability may be reduced.
  • the Mg content is less than 1.1%. Can be limited.
  • the Mg can be limited to 0.9% or less, and in some cases, the Mg can be limited to 0.1% or less.
  • the plating layer may not include Mg.
  • the steel sheet is a hot press forming steel sheet, if used in hot press forming may not be particularly limited.
  • the steel sheet is in weight percent, C: 0.04 to 0.5%, Si: 0.01 to 2%, Mn: 0.01 to 10%, Al: 0.001 to 1.0%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less and N: 0.02% or less.
  • the C may be added in an appropriate amount as an essential element to increase the strength of the heat treatment member. That is, the C may be added 0.04% or more in order to ensure sufficient strength of the heat treatment member.
  • the lower limit of the C content may be 0.1% or more.
  • the content is too high, in the case of producing a cold rolled material, when the hot rolled material is cold rolled, the strength of the hot rolled material is too high, which greatly deteriorates the cold rolling property, and significantly reduces the spot weldability. It can be added to 0.5% or less to ensure weldability.
  • the C content may be 0.45% or less, and more preferably, the content may be limited to 0.4% or less.
  • the Si not only has to be added as a deoxidizing agent in steelmaking, but also serves to suppress the formation of carbides that most affect the strength of the hot press-formed member.
  • carbon may be added to the martensite lath grain boundary to be added in an amount of 0.01% or more to secure residual austenite.
  • the upper limit of the Si content can be set to 2% in order to secure sufficient plating properties when aluminum is plated on the steel sheet after rolling.
  • the Si content may be limited to 1.5% or less.
  • the Mn can be added in an amount of 0.01% or more to lower the critical cooling rate for securing martensite in the hot press-formed member as well as securing the solid solution strengthening effect.
  • the Mn content may be limited to 10% or less in that the strength of the steel sheet is properly maintained to secure workability in a hot press forming process, reduce manufacturing cost, and improve spot weldability.
  • the Mn content may be 9% or less, and in some cases, 8% or less.
  • the Al may be deoxidized in steel making together with Si to increase the cleanliness of the steel, and may be added in an amount of 0.001% or more to obtain the effect.
  • the content of Al may be limited to 1.0% or less in order to prevent the Ac3 temperature from becoming too high so that heating required during hot press forming can be performed within an appropriate temperature range.
  • the P is present as an impurity in the steel, and the smaller the content, the better. Therefore, in the present invention, the P content may be limited to 0.05% or less, and preferably may be limited to 0.03% or less.
  • the smaller the P the more advantageous the impurity element, so there is no need to specifically set an upper limit for its content.
  • the lower limit may be set to 0.001%.
  • the maximum content is limited to 0.02%, preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the content may be set to 0.0001%.
  • the N is an element included as an impurity in the steel.
  • the lower the content the more advantageous. Therefore, it can be included in 0.02% or less.
  • the N content may be set to 0.001% or more.
  • the Cr, Mo and W can improve the hardenability and secure the strength and grain refinement through the precipitation strengthening effect, so one or more of these can be added at least 0.01% based on the total content.
  • the content may be limited to 4.0% or less in order to secure the weldability of the member.
  • the effect is saturated when the content of these elements exceeds 4.0%, the content can be limited to 4.0% or less.
  • the Ti, Nb and V are effective in improving the steel sheet of the heat-treated member by forming fine precipitates and stabilizing residual austenite and improving impact toughness by grain refinement, so that one or more of them can be added in an amount of 0.001% or more as a total of contents. have. However, if the addition amount exceeds 0.4%, the effect is not only saturated, but the addition of excessive ferroalloy may cause a cost increase.
  • Cu and Ni are elements that improve the strength by forming a fine precipitate.
  • the sum of one or more of these components may be 0.005% or more.
  • the upper limit can be set to 2.0%.
  • the Sb and Sn are concentrated on the surface to suppress the formation of Si or Mn oxide on the surface, thereby improving plating properties. More than 0.001% may be added to achieve this effect. However, if the addition amount exceeds 1.0%, not only does it require excessive ferroalloy cost, but it is also employed at the slab grain boundary and may cause coil edge cracking during hot rolling, so the upper limit is set to 1.0%.
  • the B is an element capable of suppressing the brittleness of the hot press-formed member due to segregation of grains of P and/or S by segregation at the grain boundaries of old austenite, as well as improving the hardenability by adding a small amount. Therefore, B can be added more than 0.0001%. However, if it exceeds 0.01%, the effect is not only saturated, but also causes brittleness in hot rolling, so the upper limit can be set to 0.01%, and in one embodiment, the B content can be set to 0.005% or less.
  • Residues other than the above-mentioned components include iron (Fe) and unavoidable impurities, and additional addition is not particularly limited as long as they are components that can be included in the hot press forming steel sheet.
  • an aluminum-based plated steel sheet made of a plating layer having the above-described configuration is heat-pressed for 3 to 10 minutes in a temperature range of 880 to 950°C and hot-pressed to produce a hot press-formed member
  • 90% or more of the plating layer is FeAlSi and Fe 3 Al Since it may be formed of a diffusion layer made of one or more of, hydrogen that has penetrated into the steel material during hot press forming is easily escaped, and thus the hydrogen content can be improved by satisfying the diffusion hydrogen content in the steel of 0.1 ppm or less.
  • the spot welding current range satisfies 1 kA or more to improve spot welding.
  • an aluminum-based plated steel sheet for hot press forming according to another aspect of the present invention will be described in detail.
  • the manufacturing method of the aluminum plated steel sheet for hot press forming below is only an example, and the aluminum plated steel sheet for hot press forming of the present invention does not necessarily have to be manufactured by the present manufacturing method, and any manufacturing method can be viewed. It should be noted that if there is a method that satisfies the claims of the present invention, there is no problem in using it to implement each embodiment of the present invention.
  • the aluminum-based plated steel sheet according to another aspect of the present invention uses an aluminum plating bath containing Si: 4% or more and 15% or less, balance Al and other unavoidable impurities in weight percent on the surface of a hot rolled or cold rolled steel sheet. It can be obtained by performing hot-dip aluminum plating at a plating amount of 10 to 40 g/m 2 on a single-sided basis, and performing an on-line alloying treatment, which is followed by initial cooling in the plating process, followed by direct heat treatment.
  • a steel sheet is prepared, and the steel sheet is immersed in an aluminum plating bath containing Si: more than 4% and 15% or less, balance Al and other unavoidable impurities by weight%, and is single-sided on the surface of the steel sheet.
  • An aluminum-plated steel sheet can be obtained by plating aluminum with a plating amount of 10 to 40 g/m 2 as a standard. Meanwhile, more preferably, the plating amount may be 15 to 38 g/m 2.
  • annealing treatment may be optionally performed on the steel sheet before plating.
  • the Si is an element that serves to uniformize alloying with Fe in the plating layer, and may be included in excess of at least 4% to obtain the effect.
  • Si plays a role of suppressing the diffusion of Fe, when it is contained in excess of 15%, the alloying rate is lowered, and it is difficult to obtain sufficient alloying. Therefore, the Si content included in the plating bath in the present invention can be limited to more than 4% and 15% or less. Meanwhile, the Si content may be preferably 4.5 to 14.1%, more preferably 6 to 13%, and most preferably 8 to 11%.
  • Mg may be selectively added to the aluminum plating bath.
  • the Mg serves to improve the corrosion resistance of the aluminum-based plated steel sheet, and also increases the alloying rate.
  • the Mg content selectively included in the present invention can be limited to 1.1% or less.
  • the Mg may be limited to 0.9% or less, and in some cases, the Mg may be limited to 0.1% or less.
  • the plating bath may not contain Mg.
  • initial cooling may be performed at a cooling rate of 0.1 to 5°C/sec to a temperature range of 640°C or higher.
  • the initial cooling may be more preferably carried out in a temperature range of 640 ⁇ 680 °C, the cooling rate may be 1 ⁇ 4 °C / sec.
  • initial cooling after aluminum plating is important in that it is a means for forming a uniform alloy layer. If the cooling end temperature is less than 640°C, there is a problem that a facility load may occur because more output must be applied for alloying in the subsequent online alloying heat treatment.
  • the cooling rate is less than 0.1°C/sec, a solidification layer is not sufficiently formed on the plating surface, which may lead to a problem that the surface properties of the steel sheet are inferior due to uneven alloying during online alloying.
  • the cooling rate exceeds 5°C/sec, the plated layer is excessively cooled, and the load and time of the equipment are prolonged in order to secure a predetermined temperature for alloying, which may hinder productivity.
  • an on-line alloying treatment may be performed in which heat treatment is continuously performed.
  • the heating temperature range during the alloying heat treatment may be 670 ⁇ 900 °C
  • the holding time may be 1 ⁇ 20 seconds.
  • On-line alloying treatment in the present invention refers to a process of heating by heating after molten aluminum plating.
  • alloying is possible in a short time since the heat treatment for alloying starts before the plating layer is cooled and hardened after hot-dip aluminum plating. It is difficult to apply an on-line alloying method that heat-treats immediately after plating because the alloying rate of the conventionally known aluminum-plated steel sheet is slow and the alloying rate cannot be completed in a short time.
  • the alloying of the aluminum plating layer can be effectively completed despite a short heat treatment time of 1 to 20 seconds by forming the plating bath component affecting the alloying rate, in particular, the content of Si and the thickness of the plating layer.
  • the heating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet to be heat treated.
  • the heating temperature is less than 670°C, a problem that alloying becomes insufficient may occur.
  • the heating temperature exceeds 900°C, it is difficult to cool down after alloying, and if the cooling rate is increased, a problem may arise in that the strength of the steel sheet is too high. Therefore, the heating temperature at the time of alloying heat treatment is preferably limited to 670 to 900°C, more preferably 680 to 880°C, and most preferably 700 to 800°C.
  • the holding time during the alloying heat treatment may be limited to 1 to 20 seconds.
  • the holding time means the time at which the heating temperature (including deviation ⁇ 10°C) is maintained in the steel sheet. If the holding time is less than 1 second, the heating time is too short to achieve sufficient alloying. On the other hand, if the holding time exceeds 20 seconds, a problem that productivity is too low may occur. Therefore, the holding time during the alloying heat treatment is preferably limited to 1 to 20 seconds, more preferably 1.5 to 18 seconds, and most preferably 1 to 10 seconds.
  • hot press molding may use a method commonly used in the art, for example, after heating the aluminum-based plated steel sheet according to the present invention at a temperature range of 880 to 950°C for 3 to 10 minutes, and then press.
  • the heated steel sheet may be hot formed into a desired shape, but is not limited thereto.
  • the composition of the steel sheet of the hot press forming member may be the same as the composition of the steel sheet of the aluminum-based plated steel sheet described above.
  • a cold rolled steel sheet for hot press molding having the composition of Table 1 below was prepared as a holding steel sheet, and aluminum plating was performed on the surface of the steel sheet at a plating bath composition shown in Table 2 and a plating bath temperature of 660°C. Thereafter, initial cooling and alloying heat treatment were performed under the initial cooling and alloying heat treatment conditions shown in Table 2 below.
  • the structure of the alloyed plating layer of the aluminum-based plated steel sheet obtained by the above method was observed with an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM) to confirm the thickness of the plating layer and the alloying layer.
  • the content of oxygen was measured by GDS (using GDS 850A, LECO, USA) at a depth of 0.1 ⁇ m from the surface of the plating layer, and shown in Table 3 below.
  • the steel sheet was heated at 930° C. for 6 minutes in an atmospheric atmosphere, followed by hot press forming to obtain a hot press forming member. Thereafter, the plating layer structure of the member was observed to measure the diffusion layer thickness ratio, and the diffusive hydrogen content and spot weldability were measured, and the results are shown in Table 3 below.
  • the diffusive hydrogen content was measured by heating the specimen to 300°C using a gas chromatography technique to measure the released hydrogen content, and the spot weldability was evaluated according to ISO 18278 standards to analyze the current range.
  • Inventive Examples 1 to 9 satisfy all of the aluminum plating conditions, plating layer and aluminum layer thickness conditions, and alloying heat treatment conditions presented in the present invention, so that the diffusion layer thickness ratio in the member is 90 % Or more, whereby the diffusive hydrogen content in the member is 0.1 ppm or less, and the spot welding current range satisfies 1 kA or more, thereby confirming excellent hydrogen delay fracture characteristics and spot weldability.
  • Comparative Example 1 the initial cooling was excessively cooled outside the scope of the present invention, and thus alloying heat treatment was performed at a low temperature of less than 670° C., resulting in insufficient alloying. As a result, peeling of the plating layer was observed, and the diffusive hydrogen content in the member exceeded 0.1 ppm.
  • Comparative Example 2 when the alloying heat treatment temperature was too high, the alloying was sufficiently performed, but the surface oxygen content was too high, and the spot weldability was poor.
  • Comparative Examples 3 to 6 are cases where the alloying heat treatment temperature or time is outside the scope of the present invention.
  • Comparative Examples 3 and 4 when the alloying heat treatment temperature was low or the time was not sufficient, peeling of the plating layer was observed, and alloying did not occur sufficiently, so that the aluminum layer thickness was formed to be 10% or more of the plating layer thickness.
  • Comparative Examples 5 and 6 when excessive alloying heat treatment was performed, it was confirmed that sufficient alloying was performed, but spot weldability was poor.
  • Comparative Example 7 was a case in which aluminum was plated with an excessive amount of plating, and the thickness of the plated layer was too thick, so that alloying was not sufficiently performed. Therefore, the diffusible hydrogen content was high and the hydrogen embrittlement resistance was lowered.
  • Comparative Example 8 when the Mg content was excessively added, a large amount of Mg oxide was formed on the surface, the surface oxygen content was measured high, and it was confirmed that the spot weldability was 0.2 kA, which was very deteriorating. In addition, in Comparative Example 9, when the Si content was insufficient, the alloying layer was formed thick, and the spot weldability was also poor.

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Abstract

본 발명은 소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 도금층;을 포함하고, 상기 도금층은 상기 소지강판의 표면에 형성되고 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함하는 합금화층; 및 상기 합금화층 상에 형성되고 두께가 상기 도금층 두께의 10% 미만인 알루미늄층;을 포함하고, 상기 도금층의 두께는 5~20㎛ 이고, 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소가 10중량% 이하인 열간 프레스 성형에 이용되는 알루미늄계 도금 강판을 제공한다.

Description

수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법
본 발명은 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 석유 에너지 자원의 고갈과 환경에 관한 높은 관심으로 인하여 자동차의 연비 향상에 대한 규제는 날로 강력해지고 있다. 재료적인 측면에서 자동차의 연비를 향상시키기 위한 하나의 방법으로서 사용되는 강판의 두께를 감소시키는 것을 들 수 있으나, 두께를 감소시킬 경우 자동차의 안전성에 문제가 발생할 수 있으므로, 반드시 강판의 강도 향상이 뒷받침되어야 한다.
이와 같은 이유로 고강도 강판에 대한 수요가 지속적으로 발생하였으며, 다양한 종류의 강판이 개발된 바 있다. 그런데 이들 강판은 그 자체로 높은 강도를 가지고 있기 때문에 가공성이 불량하다는 문제가 있다. 즉, 강판의 등급별로 강도와 연신율의 곱이 항상 일정한 값을 가지려는 경향을 가지고 있기 때문에, 강판의 강도가 높아질 경우에는 가공성의 지표가 되는 연신율이 감소하게 된다는 문제가 있었다.
이러한 문제를 해결하기 위하여 열간 프레스 성형법이 제안된 바 있다. 열간 프레스 성형법은 강판을 가공하기 좋은 고온으로 가공한 후 이를 낮은 온도로 급냉함으로써 강판 내에 마르텐사이트 등의 저온 조직을 형성시켜, 최종 제품의 강도를 높이는 방법이다. 이와 같이 할 경우에는 높은 강도를 가지는 부재를 제조할 때 가공성의 문제를 최소화 할 수 있다는 장점이 있다.
그런데, 상기 열간 프레스 성형법에 의할 경우에는 강판을 고온으로 가열하여야 하기 때문에 강판 표면이 산화되고 따라서 프레스 성형 이후에 강판 표면의 산화물을 제거하는 과정이 추가되어야 한다는 문제가 있었다. 이러한 문제점을 해결하기 위한 방법으로 특허문헌 1 이 제안된 바 있다. 상기 발명에서는 알루미늄 도금을 실시한 강판을 열간 프레스 성형 또는 상온 성형 후 가열하고 급냉하는 과정(간략히 '후 열처리')에 이용하고 있다. 알루미늄 도금층이 강판 표면에 존재하기 때문에 가열 시에 강판이 산화되지는 않는다.
한편, 열간 프레스 성형을 거칠 경우 강판은 1000MPa 이상, 경우에 따라서는 1400MPa 이상의 강도를 가질 수 있으며, 최근에는 강도에 대한 요구수준이 더욱 높아져서 1800MPa 이상의 강도를 가지게 되는 경우도 있다. 그런데, 강판의 강도가 높아질 경우 수소지연파괴에 민감해져서 적은 양의 수소를 함유하는 경우에도 강판이 파단에 이르는 경우도 있다. 또한 알루미늄 도금 강판을 열간 프레스 성형하는 경우 강판의 소지철로부터 표면의 도금층까지 Fe의 확산이 일어나서 도금층에 합금화가 일어나며, 이러한 합금화 층에 의해 열간 프레스 성형 시 침투한 수소가 쉽게 빠져나가지 못해 열간 프레스 성형 부재의 내수소 특성이 열위해지는 문제가 있다.
(특허문헌 1) 미국 특허공보 제6,296,805호
본 발명의 일 측면에 따르면 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스 성형용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 알루미늄계 도금 강판은, 소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 도금층;을 포함하고, 상기 도금층은 상기 소지강판의 표면에 형성되고 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함하는 합금화층; 및 상기 합금화층 상에 형성되고 두께가 상기 도금층 두께의 10% 미만인 알루미늄층;을 포함하고, 상기 도금층의 두께는 5~20㎛ 이고, 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소가 10 중량% 이하이다.
상기 도금층은 중량%로, 소지강판으로부터 확산된 Fe 함량을 제외한 합금조성을 100%로 할 때, Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 도금층은 중량%로 Mg: 1.1% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
상기 소지강판은 중량%로 C: 0.04~0.5%, Si: 0.01~2%, Mn: 0.01~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 소지강판은 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, Sb+Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중 에서 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 열간 프레스 성형 부재는 상술한 알루미늄계 도금 강판을 열간 프레스 성형하여 얻어진 열간 프레스 성형 부재로서, 소지강판 상에 FeAl(Si) 및 Fe 3Al 중 하나 이상으로 이루어진 확산층이 형성되고, 상기 확산층의 두께가 상기 도금층 전체 두께의 90% 이상일 수 있다.
상기 열간 프레스 성형 부재는 부재 내 확산성 수소 함량이 0.1ppm 이하이고, 상기 열간 프레스 성형 부재의 점용접 전류범위가 1kA 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 알루미늄계 도금 강판의 제조방법은 소지강판을 준비하는 단계; 상기 소지강판을, 중량%로 Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 알루미늄 도금욕에 침지하여 편면기준 10~40g/㎡의 도금량으로 도금하여 알루미늄 도금 강판을 얻는 단계; 알루미늄 도금 직후 640℃ 이상의 온도까지 0.1~5℃/초의 냉각속도로 초기 냉각을 실시하는 단계; 및 상기 초기 냉각 후 연속하여 670~900℃의 가열 온도 범위에서 1~20초 유지하여 열처리하는 온라인(on-line) 합금화를 통해 알루미늄계 도금 강판을 얻는 단계;를 포함한다.
상기 알루미늄 도금욕은 중량%로 Mg: 1.1% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 열간 프레스 성형 전의 알루미늄계 도금 강판에서, 알루미늄 도금욕의 Si 함량을 조절하고 도금층의 두께를 적절히 제어한 후 이를 합금화시킴으로써, 열간 프레스 성형 부재에서 소지강판 상에 대부분이 확산층으로 이루어진 도금층을 형성하여 열간 프레스 성형 부재의 내수소 저항성 및 점용접성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
또한 도금욕의 조성 중 Si 함량을 조절하고, 도금층의 두께를 얇게 형성함으로써, 도금층 형성 후 곧바로 연속하여 열처리하는 온라인(on-line) 합금화 열처리를 가능하게 하여, 제조비용이 절감되고 생산성이 향상된 알루미늄계 도금 강판의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1 은 본 발명의 일 측면에 따른 제조방법이 구현된 제조장치를 개략적으로 나타낸 것이다.
도 2 는 발명예 4 에 의해 제조된 알루미늄계 도금 강판의 단면을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 3 는 비교예 7 에 의해 제조된 알루미늄계 도금 강판의 단면을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 4 은 발명예 4 에 의해 제조된 알루미늄계 도금 강판을 열간 프레스 성형한 후의 도금 단면을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 5 는 비교예 7 에 의해 제조된 알루미늄계 도금 강판을 열간 프레스 성형한 후의 도금 단면을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판에 대하여 자세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
[알루미늄계 도금 강판]
본 발명의 일 구현례에 따른 알루미늄계 도금 강판은 소지강판, 및 상기 소지강판 표면에 형성된 도금층을 포함하고, 상기 도금층은 소지강판의 표면에 형성되고 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함하는 합금화층, 및 상기 합금화층 상에 형성되고 두께가 상기 도금층 두께의 10% 미만인 알루미늄층을 포함하고, 상기 도금층의 두께는 5~20㎛ 이고, 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소가 10중량% 이하인 것을 특징으로 한다.
먼저 본 발명의 일 구현례에 따른 알루미늄계 도금 강판은 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성된 도금층을 포함한다. 또한 상기 도금층은 상기 소지강판의 표면에 형성되고 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함하는 합금화층, 및 상기 합금화층 위에 형성된 알루미늄층을 포함한다.
본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 합금화층은 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함할 수 있다. 또한, 상기 합금화층은 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 주로 포함할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 합금화층은 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 50% 이상 포함할 수 있고, 바람직하게는 80% 이상 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는 90% 이상 포함할 수 있고, 가장 바람직하게는 95% 이상 포함할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 합금화층은 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상의 합금상을 주로 포함하되, 불가피하게 포함되는 불순물 및 도금욕에 포함될 여지가 있는 다른 원소들도 소량 포함할 수 있다.
예를 들어, 본 발명에 있어서, Mg을 첨가하면, 함금화층 중의 Al-Fe계 합금상에 Mg이 일부 포함될 수도 있고, 합금화층은 Al-Fe-Mg계 합금상을 포함하는 다른 합금상들도 포함할 수 있다.
소지강판에 알루미늄 도금한 후 합금화 열처리를 실시하면, 소지강판의 Fe 가 Al 함량이 높은 알루미늄 도금층으로 확산된다. 그 결과, 소지강판 상에는 확산의 결과 형성된 Al 및 Fe의 금속간 화합물로 주로 이루어지는 합금화 층이 형성될 수 있다. 이것으로 제한되는 것은 아니나 상기 합금화층을 주로 이루는 Al-Fe계 금속간화합물의 합금상으로는 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5, FeAl 3 등을 들 수 있다. 상술한 합금화 층의 위에는 원래 도금층 성분과 동일하거나 소지강판으로부터 소량 확산된 Fe를 포함하는 알루미늄층이 존재할 수도 있으며, 경우에 따라서는 완전 합금화에 의하여 상기 알루미늄층은 존재하지 않을 수도 있다.
상기 도금층의 두께는 5~20㎛ 일 수 있다. 상기 도금층의 두께가 5㎛ 미만이면 내식성이 열위해지고, 반면 상기 도금층의 두께가 20㎛ 를 초과하면 용접성이 저하되는 문제가 발생한다. 따라서 본 발명에서 상기 합금 도금층의 두께는 5~20㎛ 두께로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 도금층의 두께는 바람직하게는 6.2~19.5㎛일 수 있고, 보다 바람직하게는 5~15㎛ 두께일 수 있다.
한편, 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS(Glow Discharge Spectrometer)로 측정한 산소가 10중량% 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 7.4중량%일 수 있다. 즉, 본 발명에 있어서, 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소는 작으면 작을수록 좋기 때문에 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 다만, 본 발명의 일 구현례에 의하면, 오차범위를 포함하여 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소는 0% 초과 10중량% 이하일 수 있고, 혹은 0% 초과 7.4% 이하일 수 있다.
본 발명에서는 알루미늄 도금층의 합금화 시, 용융 알루미늄 도금 후 냉각하지 않고 승온하여 짧은 시간으로 합금화 열처리를 실시하기 때문에 도금층 표면의 산소 함량이 높아지는 것을 효과적으로 억제할 수 있다. 도금층 표면의 산소 함량이 10중량%를 초과하면 도금 강판의 표면 품질이 열위해질 수 있다. 반면 도금층 표면에서의 산소 함량은 적을수록 유리하므로, 그 하한은 별도로 제한하지 않을 수 있다.
한편, 상기 도금층 내 표면 측, 그리고 합금화층 위에는 주로 알루미늄으로 이루어진 알루미늄층이 형성되어 있을 수 있다. 본 발명에서 상기 알루미늄층의 두께는 상기 도금층 두께의 10% 미만으로 제어될 수 있으며, 경우에 따라서는 충분한 합금화가 이루어져 알루미늄층이 존재하지 않을 수도 있다(즉, 도금층 두께의 0%도 포함한다). 알루미늄계 도금 강판에서 알루미늄층과 합금화층 사이의 계면은 불안정하기 때문에 알루미늄층의 두께가 도금층 두께의 10% 이상으로 두꺼우면 합금화 열처리 후 권취할 때 알루미늄층의 박리가 발생할 수 있다. 한편 알루미늄층의 두께는 작을수록 바람직하므로, 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 한편, 상기 알루미늄층의 두께는 작을수록 바람직하므로, 보다 바람직하게 상기 알루미늄층의 두께는 5% 미만일 수 있고, 보다 바람직하게는 1% 미만일 수 있으며, 가장 바람직하게는 0%일 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따르면 상기 도금층은 중량%로, 소지강판으로부터 확산된 Fe 함량을 제외한 나머지 합금조성을 100%로 할 때, Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 상기 Si 는 도금층 내에서 Fe 와의 합금화를 균일하게 하는 역할을 하며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 적어도 4% 초과하여 포함되어야 한다. 반면 Si 는 Fe 의 확산을 억제하는 역할도 하므로 15% 를 초과하여 함유될 경우 Fe 확산이 과도하게 억제되어 본 발명에서 원하는 도금층 구조를 얻지 못하게 될 수 있다. 상기 Si 함량은 바람직하게는 4.5~14.1%일 수 있고, 보다 바람직하게는 6~13% 일 수 있으며, 가장 바람직하게는 8~11% 일 수 있다.
또한 비제한적인 일 구현례로서 상기 도금층은 선택적으로 중량%로 1.1% 이하의 Mg 을 추가로 포함할 수 있다. Mg 는 첨가될 경우 도금 강판의 내식성을 향상시키는 역할을 하며, 합금화 속도를 증가시키는 효과도 얻을 수 있다. 다만 상기 Mg 함량이 1.1% 를 초과하는 경우에는 합금화 후 및/또는 열간프레스 성형 후 표면에 다량의 Mg 산화물이 생성되어 용접성이 저하되는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서는 Mg 함량을 1.1% 이하로 제한할 수 있다. 또한, 보다 바람직하게는 상기 Mg를 0.9% 이하로 제한할 수 있고, 경우에 따라서는 상기 Mg를 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 또한, 경우에 따라서는 상기 도금층은 Mg을 포함하지 않을 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따르면, 소지강판은 열간 프레스 성형용 강판으로서, 열간 프레스 성형에 사용된다면 특별히 제한하지 않을 수 있다. 다만 한가지 비제한적인 예를 든다면 소지강판은 중량%로, C: 0.04~0.5%, Si: 0.01~2%, Mn: 0.01~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하 및 N: 0.02% 이하를 포함하는 조성을 가질 수 있다.
C: 0.04~0.5%
상기 C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소로서 적정한 양으로 첨가될 수 있다. 즉, 열처리 부재의 강도를 충분하기 확보하기 위해서 상기 C는 0.04% 이상 첨가될 수 있다. 바람직하게는 상기 C 함량의 하한은 0.1%이상일 수 있다. 다만, 그 함량이 너무 높으면 냉연재를 생산하는 경우 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시키기 때문에, 충분한 냉간압연성과 점용접성을 확보하기 위해 0.5% 이하로 첨가될 수 있다. 또한, 상기 C 함량은 0.45% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.4% 이하로 그 함량을 제한할 수도 있다.
Si: 0.01~2%
상기 Si 는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 할 뿐만 아니라, 열간 프레스 성형 부재의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 탄화물 생성을 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서는 열간 프레스 성형에 있어서 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 라스(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류오스테나이트를 확보하기 위하여 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, 압연 후 강판에 알루미늄 도금을 행할 때 충분한 도금성을 확보하기 위해서 상기 Si 함량의 상한을 2%로 정할 수 있다. 바람직하게는 상기 Si 함량을 1.5% 이하로 제한할 수도 있다.
Mn: 0.01~10%
상기 Mn 은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라 열간 프레스 성형 부재에 있어서 마르텐사이트를 확보하기 위한 임계냉각속도를 낮추기 위하여 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, 강판의 강도를 적절하게 유지함으로써 열간 프레스 성형 공정 작업성을 확보하고, 제조원가를 절감하며, 점용접성을 향상시킨다는 점에서 상기 Mn 함량은 10% 이하로 제한 할 수 있다. 바람직하게는 상기 Mn 함량은 9% 이하일 수 있으며, 경우에 따라서는 8% 이하일 수 있다.
Al: 0.001~1.0%
상기 Al 은 Si 과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높일 수 있으며, 상기 효과를 얻기 위해 0.001% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, Ac3 온도가 너무 높아지지 않도록 하여 열간 프레스 성형시 필요한 가열을 적절한 온도범위에서 할 수 있도록 하기 위하여 상기 Al의 함량은 1.0% 이하로 제한할 수 있다.
P: 0.05% 이하
상기 P 는 강 내에 불순물로서 존재하며, 가급적 그 함량이 적을수록 유리하다. 따라서, 본 발명에서 P 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 바람직하게는 0.03% 이하로 제한될 수도 있다. P는 적으면 적을수록 유리한 불순물 원소이기 때문에 그 함량의 상한을 특별히 정할 필요는 없다. 다만, P 함량을 과도하게 낮추기 위해서는 제조비용이 상승할 우려가 있으므로, 이를 고려할 경우에는 그 하한을 0.001%로 할 수 있다.
S: 0.02% 이하
상기 S 는 강 중에 불순물로서, 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이기 때문에 최대함량을 0.02%로 제한하며, 바람직하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 또한 그 최소함량이 0.0001% 미만에서는 제조비용이 상승될 수 있으므로, 그 함량의 하한을 0.0001%로 할 수 있다.
N: 0.02% 이하
상기 N은 강 중에 불순물로 포함되는 원소로서, 슬라브 연속주조 시에 크랙 발생에 대한 민감도를 감소시키고, 충격특성을 확보하기 위해서는 그 함량이 낮을 수록 유리하며, 따라서 0.02% 이하로 포함할 수 있다. 하한을 특별히 정할 필요는 없으나, 제조비용의 상승 등을 고려하면 N 함량을 0.001% 이상으로 정할 수도 있다.
본 발명에서는 필요에 따라 선택적으로, 상술한 강 조성에 더하여 Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu + Ni: 0.005~2.0%, Sb + Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중에서 하나 이상을 추가로 첨가할 수 있다.
Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합 : 0.01~4.0%
상기 Cr, Mo 및 W 은 경화능 향상과, 석출강화 효과를 통한 강도 및 결정립 미세화를 확보할 수 있으므로, 이들 1종 이상을 함량 합계 기준으로 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 또한, 부재의 용접성을 확보하기 위해서 그 함량을 4.0% 이하로 제한할 수도 있다. 또한, 이들 원소의 함량이 4.0%를 초과하면 효과가 포화되기 때문에 함량을 4.0% 이하로 제한할 수 있다.
Ti, Nb, Zr 및 V로 이루어진 그룹 중 선택된 1종 이상의 합 : 0.001~0.4%
상기 Ti, Nb 및 V 은 미세 석출물 형성으로 열처리 부재의 강판 향상과, 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트 안정화와 충격인성 향상에 효과가 있으므로 이들 중 1종 이상을 함량의 합계로 0.001% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 첨가량이 0.4%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다한 합금철 첨가로 비용 상승을 초래할 수 있다.
Cu + Ni: 0.005~2.0%
상기 Cu와 Ni는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 향상시키는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서 이들 중 하나 이상의 성분의 합을 0.005% 이상으로 할 수 있다. 다만, 그 값이 2.0%를 초과하면 과다한 비용 증가가 되기 때문에 그 상한을 2.0% 로 할 수 있다.
Sb + Sn: 0.001~1.0%
상기 Sb와 Sn은 Al-Si도금을 위한 소둔 열처리 시, 표면에 농화되어 Si 또는 Mn 산화물이 표면에 형성되는 것을 억제하여 도금성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 0.001% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 그 첨가량이 1.0%를 초과하면 과다한 합금철 비용이 소요될 뿐만 아니라 슬라브 입계에 고용되어 열간압연 시 코일 에지(edge) 크랙을 유발시킬 수 있기 때문에 그 상한을 1.0%로 한다.
B: 0.0001~0.01%
상기 B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 및/또는 S 의 입계 편석에 의한 열간 프레스 성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. 따라서 B는 0.0001% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 0.01%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연에서 취성을 초래하므로 그 상한을 0.01%로 할 수 있으며, 한가지 구현례에서는 상기 B 함량을 0.005% 이하로 할 수 있다.
상술한 성분 이외의 잔부로서는 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 들 수 있으며, 또한 열간 프레스 성형용 강판에 포함될 수 있는 성분이라면 특별히 추가적인 첨가를 제한하지 않는다.
상술한 구성의 도금층으로 이루어진 알루미늄계 도금 강판을 880~950℃의 온도범위에서 3~10분의 열처리 후 열간 프레스 성형하여 열간 프레스 성형 부재를 제조하면, 도금층의 90% 이상이 FeAlSi 및 Fe 3Al 중 하나 이상으로 이루어진 확산층으로 형성될 수 있으므로, 열간 프레스 성형 시에 강재 내로 침투한 수소가 용이하게 빠져나가 강재 내 확산성 수소 함량이 0.1 ppm 이하를 만족하여 내수소 특성이 향상될 수 있다. 또한 점용접 전류범위가 1 kA 이상을 만족하여 점용접성이 향상될 수 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 열간 프레스 성형용 알루미늄계 도금 강판의 제조방법을 상세히 설명한다. 다만, 하기의 열간 프레스 성형용 알루미늄계 도금 강판의 제조방법은 일 예시일 뿐이며, 본 발명의 열간 프레스 성형용 알루미늄계 도금 강판이 반드시 본 제조방법에 의해 제조되어야 한다는 것은 아니며, 어떠한 제조방법이라도 본 발명의 청구범위를 충족하는 방법이라면 본 발명의 각 구현례를 구현하는데 사용함에 아무런 문제가 없다는 것에 유의할 필요가 있다.
[알루미늄계 도금 강판의 제조방법]
본 발명의 다른 일 측면에 따른 알루미늄계 도금 강판은 열간 압연 또는 냉간 압연된 소지강판의 표면에 중량%로 Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 알루미늄 도금욕을 이용하여 편면기준 10~40g/㎡의 도금량으로 용융 알루미늄 도금을 실시하고, 도금 공정에 연속하여 초기 냉각 한 후, 이어서 곧바로 열처리하는 온라인(on-line) 합금화 처리를 실시함으로써 얻을 수 있다.
알루미늄 도금 강판을 얻는 단계
본 발명의 일 구현례에서는 소지강판을 준비하고, 상기 소지강판을 중량%로 Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 알루미늄 도금욕에 침지하여 소지강판의 표면에 편면기준 10~40g/㎡의 도금량으로 알루미늄을 도금함으로써 알루미늄 도금 강판을 얻을 수 있다. 한편, 보다 바람직하게 상기 도금량은 15~38g/㎡일 수 있다. 또한 선택적으로 도금 전 강판에 대해 소둔 처리를 실시할 수도 있다.
상기 Si 는 도금층 내에서 Fe 와의 합금화를 균일하게 하는 역할을 하는 원소로서, 상기 효과를 얻기 위하여 적어도 4% 초과하여 포함될 수 있다. 다만 Si 는 Fe의 확산을 억제하는 역할을 하기 때문에 15% 를 초과하여 함유될 경우 합금화 속도가 저하되어 충분한 합금화를 얻기 어렵다. 따라서 본 발명에서 도금욕에 포함되는 Si 함량은 4% 초과 15% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 상기 Si 함량은 바람직하게는 4.5~14.1%일 수 있고, 보다 바람직하게는 6~13% 일 수 있으며, 가장 바람직하게는 8~11% 일 수 있다.
한편 비제한적인 일 구현례로서 상기 알루미늄 도금욕에는 Mg 이 선택적으로 첨가될 수 있다. 상기 Mg 는 알루미늄계 도금 강판의 내식성을 향상시키는 역할을 하며, 또한 합금화 속도를 증가시키는 역할도 한다. 다만, 상기 Mg 가 1.1% 를 초과하여 포함되면 합금화 후 및/또는 열간프레스 성형 후 표면에 다량의 Mg 산화물이 생성되어 용접성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서 선택적으로 포함되는 Mg 함량은 1.1% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 보다 바람직하게는 상기 Mg를 0.9% 이하로 제한할 수 있고, 경우에 따라서는 상기 Mg를 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 또한, 경우에 따라서는 상기 도금욕은 Mg을 포함하지 않을 수 있다.
초기 냉각 단계
상기 알루미늄 도금 후 640℃ 이상의 온도범위까지 0.1~5℃/초의 냉각속도로 초기 냉각을 실시할 수 있다. 또한, 상기 초기 냉각은 보다 바람직하게는 640~680℃의 온도범위로 실시할 수 있고, 상기 냉각속도는 1~4℃/초일 수 있다.
본 발명에서 알루미늄 도금 후의 초기 냉각은 균일한 합금층을 형성시키는 수단인 점에서 중요하다. 냉각 종료 온도가 640℃ 미만이면 뒤따르는 온라인 합금화 열처리에서 합금화를 위하여 보다 많은 출력을 가해야 하기 때문에 설비 부하가 발생할 수 있는 문제가 있다.
한편 냉각속도가 0.1℃/초 미만이면 도금 표면에 응고층이 충분히 생성되지 않아 온라인 합금화 시 불균일한 합금화가 진행되어 강판의 표면 특성이 열위해지는 문제를 야기할 수 있다. 반면, 냉각속도가 5℃/초를 초과하면 과다하게 도금층이 냉각되어 합금화를 위한 소정의 온도를 확보하기 위하여 설비 부하 및 시간이 길어져 생산성을 저해할 수 있다.
합금화 열처리하여 알루미늄계 도금 강판을 얻는 단계
상기 초기 냉각 후 바로 연속하여 열처리하는 온라인(on-line) 합금화 처리를 실시할 수 있다. 또한 또한 합금화 열처리 시의 가열 온도 범위는 670~900℃ 일 수 있으며, 유지시간은 1~20초 일 수 있다.
본 발명에서 온라인 합금화 처리는 도 1 에 도시된 개략도에서 볼 수 있는 바와 같이, 용융 알루미늄 도금 후 승온하여 열처리하는 공정을 의미한다. 본 발명에 따른 온라인 합금화 열처리 방식에서는 용융 알루미늄 도금 후 도금층이 냉각되어 굳어지기 전에 합금화를 위한 열처리가 시작되기 때문에 짧은 시간에 합금화가 가능하다. 종래 알려진 알루미늄 도금 강판의 도금층 성분계에서는 합금화 속도가 느려 짧은 시간 안에 충분한 합금화를 완료시킬 수 없었기 때문에 도금 후 바로 열처리하는 온라인(on-line) 합금화 방법을 적용하기 어려웠다. 그러나 본 발명에서는 합금화 속도에 영향을 미치는 도금욕 성분, 특히 Si 의 함량 및 도금층 두께를 얇게 형성함으로써 1~20초의 짧은 열처리 시간에도 불구하고 알루미늄 도금층의 합금화를 효과적으로 완료할 수 있다.
상기 가열 온도는 열처리되는 강판의 표면온도를 기준으로 한다. 가열 온도가 670℃ 미만이면 합금화가 불충분하게 되는 문제가 발생할 수 있다. 반면 가열 온도가 900℃를 초과하면 합금화 후 냉각시키기가 어렵고, 냉각속도를 빠르게 할 경우 소지강판의 강도가 너무 높아지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 합금화 열처리 시의 가열온도는 670~900℃로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 680~880℃일 수 있고, 가장 바람직하게는 700~800℃ 일 수 있다.
한편, 합금화 열처리 시 유지시간은 1~20초로 제한할 수 있다. 본 발명에서 유지시간은 강판에서 상기 가열 온도(편차 ±10℃ 포함)가 유지되는 시간을 의미한다. 상기 유지시간이 1초 미만이면 가열 시간이 너무 짧아 충분한 합금화가 이루어지지 않는다. 반면 상기 유지시간이 20초를 초과하면 생산성이 너무 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 합금화 열처리 시의 유지시간은 1~20초로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.5~18초일 수 있고, 가장 바람직하게는 1~10초일 수 있다.
상기한 바에 따라 합금화를 완료한 다음, 열간 프레스 성형을 행하여 성형부재로서 제조할 수 있다. 이때, 열간 프레스 성형은 당해 기술분야에 일반적으로 이용되는 방법을 이용할 수 있으며, 예컨대 본 발명에 따른 알루미늄계 도금 강판을 880~950℃ 온도범위에서 3~10분 가열한 후 프레스(press)를 이용하여 상기 가열된 강판을 원하는 형상으로 열간 성형할 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니다. 또한 열간 프레스 성형 부재의 소지강판의 조성은 상술한 알루미늄계 도금 강판의 소지강판의 조성과 동일할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
먼저 소지강판으로 하기 표 1의 조성을 가지는 열간 프레스 성형용 냉간압연 강판을 준비하고, 상기 소지강판의 표면에 하기 표 2 에 나타낸 도금욕 조성 및 도금욕 온도 660℃로 알루미늄 도금을 실시하였다. 이후 하기 표 2 에 나타낸 초기 냉각 및 합금화 열처리 조건으로 초기 냉각 및 합금화 열처리를 실시하였다.
그리고 합금화 열처리 후 냉각한 후, 상기 방법에 의해 얻어진 알루미늄계 도금 강판의 합금화 도금층의 구조를 광학현미경 또는 주사전자현미경(SEM)으로 관찰하여 도금층 및 합금화층의 두께를 확인하였다.
또한 도금층 박리 여부는 60mm × 60mm 시편을 직경이 5mm인 펀치를 이용하여 3점 굽힘 시험을 했을 때 굽힘각도가 30도에서 도금층의 박리가 발생하면 X, 발생하지 않으면 O로 표시하였다.
또한 상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS(미국 LECO사 GDS 850A 사용)로 산소의 함량을 측정하여, 하기 표 3에 나타내었다.
[표 1]
Figure PCTKR2019016769-appb-img-000001
[표 2]
Figure PCTKR2019016769-appb-img-000002
이후 각각의 알루미늄계 도금 강판에 대해 대기분위기에서 930℃에서 6분간 강판을 가열한 후 열간 프레스 성형을 실시하여 열간 프레스 성형 부재를 얻었다. 그 후 상기 부재의 도금층 구조를 관찰하여 확산층 두께 비율을 측정하고, 확산성 수소 함량 및 점용접성을 측정하여 하기 표 3 에 나타내었다. 확산성 수소 함량은 가스 크로마토그래피 기법을 이용하여 시편을 300℃까지 가열하여 방출되는 수소함량을 측정하였고, 점용접성은 ISO 18278기준으로 평가하여 전류범위를 분석하였다.
[표 3]
Figure PCTKR2019016769-appb-img-000003
상기 표 1 내지 3 에서 볼 수 있는 바와 같이, 발명예 1 내지 9 는 본 발명에서 제시하는 알루미늄 도금 조건, 도금층 및 알루미늄층 두께 조건, 합금화 열처리 조건을 모두 만족하여, 부재에서의 확산층 두께 비율이 90% 이상이고, 이에 따라 부재 내 확산성 수소 함량이 0.1 ppm 이하이며, 점용접 전류범위가 1 kA 이상을 만족하여 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
그러나 비교예 1 은 초기 냉각이 본 발명의 범위를 벗어나 과도하게 냉각되었고, 이에 따라 670℃ 미만의 낮은 온도에서 합금화 열처리가 실시되어 합금화가 불충분하게 되었다. 그 결과 도금층 박리가 관찰되었으며, 부재 내 확산성 수소 함량이 0.1ppm 을 초과하였다. 반면 비교예 2 는 합금화 열처리 온도가 너무 높은 경우로서, 합금화는 충분히 이루어졌으나 표층 산소 함량이 너무 높아졌고, 점용접성이 열위해졌다.
한편, 비교예 3 내지 6 은 각각 합금화 열처리 온도 또는 시간이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 3 및 4 는 합금화 열처리 온도가 낮거나 시간이 충분하지 않은 경우로서, 도금층 박리가 관찰되었고, 합금화가 충분히 일어나지 못하여 알루미늄층 두께가 도금층 두께의 10% 이상으로 형성되었다. 비교예 5 및 6 은 과도한 합금화 열처리가 실시된 경우로서, 충분한 합금화가 이루어졌으나 점용접성이 열위해진 것을 확인할 수 있다.
비교예 7 은 과도한 도금량으로 알루미늄 도금된 경우로서, 도금층 두께가 너무 두꺼워져 합금화가 충분하게 이루어지지 않았고, 이 때문에 확산성 수소 함량이 높아져 수소취성 저항성이 저하되었다.
한편, 비교예 8 은 Mg 함량이 과도하게 첨가된 경우로서, 표면에 다량의 Mg 산화물이 생성되어 표층 산소 함량이 높게 측정되었고, 점용접성이 0.2kA 로서 매우 열위해진 것을 확인하였다. 또한 비교예 9 는 Si 함량이 미달된 경우로서, 합금화층이 두껍게 형성되었고, 점용접성도 열위해졌다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
[부호의 설명]
1 : 열처리로
2 : 알루미늄 도금욕
3 : 초기 냉각 장치
4 : 합금화 열처리 장치

Claims (11)

  1. 열간 프레스 성형에 이용되는 알루미늄계 도금 강판으로서,
    소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 도금층;을 포함하고,
    상기 도금층은
    상기 소지강판의 표면에 형성되고 Fe 3Al, FeAl(Si), Fe 2Al 5 및 FeAl 3 중 하나 이상을 포함하는 합금화층; 및
    상기 합금화층 상에 형성되고 두께가 상기 도금층 두께의 10% 미만인 알루미늄층;
    을 포함하고,
    상기 도금층의 두께는 5~20㎛ 이고,
    상기 도금층의 표면으로부터 0.1㎛ 깊이에서 GDS로 측정한 산소가 10 중량% 이하인 알루미늄계 도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로, 소지강판으로부터 확산된 Fe 함량을 제외한 합금조성을 100%로 할 때, Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로 Mg: 1.1% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 소지강판은 중량%로 C: 0.04~0.5%, Si: 0.01~2%, Mn: 0.01~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 소지강판은 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, Sb+Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중 에서 하나 이상을 더 포함하는 알루미늄계 도금 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항의 알루미늄계 도금 강판을 열간 프레스 성형하여 얻어진 열간 프레스 성형 부재로서,
    소지강판 상에 FeAl(Si) 및 Fe 3Al 중 하나 이상으로 이루어진 확산층이 형성되고,
    상기 확산층의 두께가 상기 도금층 전체 두께의 90% 이상인 열간 프레스 성형 부재.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 열간 프레스 성형 부재 내 확산성 수소 함량이 0.1ppm 이하이고, 상기 열간 프레스 성형 부재의 점용접 전류범위가 1kA 이상인 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  8. 열간 프레스 성형에 이용되는 알루미늄계 도금 강판의 제조방법으로서,
    소지강판을 준비하는 단계;
    상기 소지강판을, 중량%로 Si: 4% 초과 15% 이하, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 알루미늄 도금욕에 침지하여 편면기준 10~40g/㎡의 도금량으로 도금하여 알루미늄 도금 강판을 얻는 단계;
    알루미늄 도금 직후 640℃ 이상의 온도까지 0.1~5℃/초의 냉각속도로 초기 냉각을 실시하는 단계; 및
    상기 초기 냉각 후 연속하여 670~900℃의 가열 온도 범위에서 1~20초 유지하여 열처리하는 온라인(on-line) 합금화를 통해 알루미늄계 도금 강판을 얻는 단계;
    를 포함하는 알루미늄계 도금 강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 알루미늄 도금욕은 중량%로 Mg: 1.1% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 소지강판은 중량%로 C: 0.04~0.5%, Si: 0.01~2%, Mn: 0.01~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 소지강판은 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, Sb+Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중 에서 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 알루미늄계 도금 강판의 제조방법.
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