JP2023538796A - 熱間プレス用鋼板及びそれを用いて製造されたアルミニウム系メッキブランク - Google Patents
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- 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
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
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Abstract
本発明の一実施例は、炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和：０．０１～１．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む熱間プレス用鋼板において、熱間プレス用鋼板は、ＭｎＳ系介在物を含み、ＭｎＳ系介在物の面積分率は、５％以下の熱間プレス用鋼板を開示する。
Description
本発明は、熱間プレス用鋼板及びそれを用いて製造されたアルミニウム系メッキブランクに関する。
世界的に環境規制、及び燃費規制が強化されながら、さらに軽い車両素材に対する必要性が増加している。これにより、超高強度鋼とホットスタンピング鋼に対する研究開発が活発になされている。この中で、ホットスタンピング工程は、普遍的に加熱／成形／冷却／トリムからなり、工程のうち、素材の相変態、及び微細組織の変化を利用することになる。
最近、ホットスタンピング工程によって製造されたホットスタンピング部品で遅延破断及び曲げ性を向上させようとする研究が活発に進められている。これと係わる技術としては、大韓民国特許公開公報第１０－２０１８－００９５７５７号（発明の名称：ホットスタンピング部品の製造方法）などがある。
一方、ホットスタンピング工程を通じてホットスタンピング部品を形成するに当たって、部分的に他の強度及び曲げ性が要求される場合がある。従来には、低強度の素材で部品を形成した後、高強度が要求される部分に別途の補強材を付着する方式を使用したりしたが、１つの部品が区間的に他の強度が要求される場合、上部は、硬化能の高い素材（または、厚肉素材）を使用し、下部は、強度が低く、硬化能の低い素材（または薄肉素材）を使用して、素材をレーザに接合してブランクを作ってホットスタンピング工程を経て最終製品を製作した。
一方、テーラーウェルデッドブランク（ＴＷＢ）は、材質及び厚さのうち、１つ以上が互いに異なる２以上の鋼板素材を接合して製造される部品である。このようなＴＷＢ用鋼板素材としては、表面にＡｌ－Ｓｉメッキ層が使用される。
しかし、メッキ鋼板素材をレーザに接合することになれば、メッキ層の成分が接合（継手）部の溶融プール内に溶入されるために、接合部は、母材と異なる物性を有する。メッキ層がアルミニウム－シリコン（Ａｌ－Ｓｉ）または亜鉛（Ｚｎ）系である場合、レーザ接合時にメッキ成分が接合部に混入されて機械的物性低下を引き起こす。
ここに、フィラーワイヤの成分によって接合部の強度低下現象を解決するか、最小化することができるが、素材（メッキ付着量の多い素材）及び接合条件（その接合速度）によって混入されたメッキ層成分（Ａｌ）が均一に母材と希釈されず、偏析が発生するなどの問題が発生し、フィラーワイヤ成分による効果だけでは不十分である。
本発明に係わる背景技術は、大韓民国登録特許公報第１０－１６３７０８４号（２０１６．０７．０６．公告、発明の名称：フィラーワイヤ及びそれを利用したカスタマイズ型溶接ブランク製造方法）に開示されている。
本発明が解決しようとする課題は、結晶粒微細化及び析出介在物制御が可能な熱間プレス用鋼板を提供することである。
また、本発明が解決しようとする課題は、熱間プレス用鋼板を利用したホットスタンピング工程後、高強度を有するアルミニウム系メッキブランクを提供することである。
本発明の一観点によれば、炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和：０．０１～１．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む熱間プレス用鋼板において、前記熱間プレス用鋼板は、ＭｎＳ系介在物を含み、前記ＭｎＳ系介在物の面積分率は、５％以下の、熱間プレス用鋼板が提供される。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、前記幅の１／４地点で２００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、前記幅の１／２地点で５００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、前記幅の１／４地点で１００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、前記幅の１／２地点で２００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、前記幅の１／４地点で２０個／ｍｍ２以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、前記幅の１／２地点で４０個／ｍｍ２以下でもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、面積分率（％）であり、フェライト５０～９０％及びパーライト３０％以下を含む。
本実施例によれば、前記フェライトの結晶粒平均サイズは、１～１０μｍでもある。
本実施例によれば、前記熱間プレス用鋼板は、鉄（Ｆｅ）系炭化物をさらに含み、前記鉄（Ｆｅ）系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下でもある。
本発明の一観点によれば、第１メッキ鋼板；前記第１メッキ鋼板と連結された第２メッキ鋼板；及び前記第１メッキ鋼板と前記第２メッキ鋼板との境界で前記第１メッキ鋼板と前記第２メッキ鋼板とを連結する継手部；を含み、前記第１メッキ鋼板は、第１素地鉄と、前記第１素地鉄の少なくとも一面に付着され、アルミニウム（Ａｌ）を含む第１メッキ層を含み、前記第２メッキ鋼板は、第２素地鉄と、前記第２素地鉄の少なくとも一面に付着され、アルミニウム（Ａｌ）を含む第２メッキ層を含み、前記第１素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和：０．０１～１．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）含量が０．１５ｗｔ％以上で、前記第１メッキ鋼板でＭｎＳ系介在物の面積分率は、５％以下の、アルミニウム系メッキブランクを提供する。
本実施例によれば、前記第１メッキ鋼板の引張強度と前記第１メッキ鋼板の厚さとを乗算した値は、前記第２メッキ鋼板の引張強度と前記第２メッキ鋼板の厚さとを乗算した値よりも小さい。
本実施例によれば、前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．１５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．３～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．５ｗｔ％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
本実施例によれば、前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．２～０．３ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．５ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００３ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
本実施例によれば、前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．２５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．８ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．４ｗｔ％及びニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
本実施例によれば、前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、５００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、２００μｍ以下でもある。
本実施例によれば、前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、４０個／ｍｍ２以下でもある。
本実施例によれば、前記継手部は、炭素（Ｃ）０．０５重量％以上３．０重量％未満、シリコン（Ｓｉ）０．０１重量％以上１．０重量％未満、マンガン（Ｍｎ）０．５重量％以上３．０重量％未満、リン（Ｐ）０超過０．２重量％未満、硫黄（Ｓ）０超過０．２重量％未満、チタン（Ｔｉ）０重量％超過０．５重量％未満、ボロン（Ｂ）０．０００５重量％以上０．０１重量％未満、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％未満、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。
本実施例によれば、前記第１メッキ鋼板は、鉄（Ｆｅ）系炭化物をさらに含み、前記鉄（Ｆｅ）系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下でもある。
本発明は、結晶粒微細化及び析出介在物制御が可能であり、これにより、ホットスタンピング工程後、高強度を有する熱間プレス用鋼板及びそれを用いて製造されたアルミニウム系メッキブランクを提供することができる。
本発明は、多様な変換が可能であり、様々な実施例を有することができるところ、特定の実施例を図面に例示し、詳細な説明で詳細に説明する。本発明の効果及び特徴、及びそれらを達成する方法は、図面と共に、詳細に後述する実施例を参照すれば、明確になるであろう。しかし、本発明は、以下に開示される実施例に限定されるものではなく、多様な形態にも具現される。
以下の実施例において、第１、第２などの用語は、限定的な意味ではなく、１つの構成要素を他の構成要素と区別する目的に使用された。
以下の実施例において、単数表現は、文脈上、明白に異なって意味しない限り、複数の表現を含む。
以下の実施例において、「含む」または「有する」などの用語は、明細書上に記載された特徴、または構成要素が存在することを意味し、１つ以上の他の特徴または構成要素の付加可能性を予め排除するものではない。
以下の実施例において、膜、領域、構成要素などの部分が、他の部分上にまたは、上部にあるとするとき、他の部分の直上にある場合だけではなく、その中間に他の膜、領域、構成要素などが介在されている場合も含む。
図面では、説明の便宜上、構成要素がその大きさが誇張または縮小されうる。例えば、図面に示された各構成の大きさ及び厚さは、説明の便宜上、任意に示したものであって、本発明が必ずしも図示されたところに限定されない。
ある実施例が異なって具現可能な場合に特定の工程順序は、説明される順序とは異なって遂行されうる。例えば、連続して説明される２つの工程が実質的に同時に遂行され、説明される順序とは逆順に進められうる。
図１は、本発明の一実施例による熱間プレス用鋼板を概略的に示す斜視図である。
図１を参照すれば、本発明の一実施例による熱間プレス用鋼板１０は、第１合金組成を含む。第１合金組成は、炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．１ｗｔ５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。
また、第１合金組成は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１つ以上の成分をさらに含む。具体的には、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和は、０．０１～１．０ｗｔ％でもある。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度、硬度を決定する主要元素であり、ホットスタンピング（または、熱間プレス）工程以後、鋼材の引張強度を確保する目的で添加されうる。また、炭素は、鋼材の焼入性特性を確保するための目的で添加されうる。一実施例において、炭素は、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０．０３～０．１５ｗｔ％含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して炭素が０．０３ｗｔ％未満含まれる場合、本発明の機械的強度を達成し難い。一方、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して炭素が０．１５ｗｔ％超過含まれる場合、鋼材の靭性低下問題または鋼の脆性制御問題がもたらされうる。
シリコン（Ｓｉ）は、熱間プレス用鋼板１０内のフェライト安定化元素として作用することができる。シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを清浄化することで延性を向上させ、低温域炭化物形成を抑制することで、オーステナイト内の炭素濃化度を向上させる機能を遂行することができる。さらに、シリコン（Ｓｉ）は、熱延、冷延、ホットスタンピング組織均質化（パーライト、マンガン偏析帯制御）及びフェライト微細分散の核心元素でもある。一実施例において、シリコンは、熱間プレス用鋼板１０全体重量に対して０．１～１．５ｗｔ％含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してシリコンが０．１ｗｔ％未満含まれる場合、前述した機能を十分に発揮することができない。一方、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してシリコンが１．５ｗｔ％超過含まれる場合、熱延及び冷延負荷が増加し、熱延赤スケールが過多となり、接合性が低下してしまう。
マンガン（Ｍｎ）は、熱処理時の焼入性及び強度増加の目的で添加されうる。一実施例において、マンガンは、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して１．０～２．０ｗｔ％含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してマンガンが１．０ｗｔ％未満含まれる場合、焼入性不足によってホットスタンピングの後、材質不足（硬質相分率不足）の可能性が高い。一方、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してマンガンが２．０重量％超過含まれる場合、マンガン偏析またはパーライト帯による延性及び靭性が低下し、曲げ性能低下の原因となり、不均質微細組織が発生してしまう。
一方、熱間プレス用鋼板１０内に含まれたマンガン（Ｍｎ）は、後述する硫黄（Ｓ）と反応してＭｎＳ系介在物（図２、１０ａ）を形成することができる。マンガン含有量が２．０ｗｔ％を超過すれば、ＭｎＳ系介在物が粗大となり、優秀な耐遅延破壊特性が得られない。
リン（Ｐ）は、偏析しやすい元素であり、鋼の靭性を阻害する元素でもある。一実施例において、リン（Ｐ）は、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０超過０．１ｗｔ％以下含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してリンが前述した範囲で含まれる場合、鋼の靭性低下を防止することができる。一方、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してリンが０．１重量％超過含まれる場合、工程のうち、クラックを誘発し、リン化鉄化合物が形成されて鋼の靭性が低下してしまう。
硫黄（Ｓ）は、一種の不純物であって、熱間プレス用鋼板１０の加工性及び物性を阻害する元素でもある。一実施例において、硫黄は、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０超過０．０１ｗｔ％以下含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して硫黄が０．０１ｗｔ％超過含まれる場合、熱間加工性が低下し、巨大介在物生成によってクラックなど表面欠陥が発生しうる。
一方、硫黄（Ｓ）は、マンガン（Ｍｎ）と反応して熱間プレス用鋼板１０内にＭｎＳ系介在物（図２、１０ａ）を形成することができる。粗大なＭｎＳ系介在物の存在は、耐遅延破壊特性を顕著に劣化させうる。このために、硫黄含有量は、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性制御において主要因子と作用することができる。硫黄含有量が０．０１ｗｔ％を超過すれば、粗大なＭｎＳ系介在物が増加して優秀な耐遅延破壊特性を得にくい。したがって、本実施例において硫黄含有量を０．０１ｗｔ％以下にする必要がある。また、硫黄は、できるだけ除去した方が望ましく、硫黄含有量は、望ましくは、０．０１％以下、さらに望ましくは、０．００５％以下でもある。
ホウ素（Ｂ）は、マルテンサイト組織を確保することで、鋼材の焼入性及び強度を確保する目的で添加され、オーステナイト結晶粒成長温度の増加によって結晶粒微細化効果を有することができる。一実施例において、ホウ素は、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０．０００５～０．００５ｗｔ％含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してボロンが前述した範囲で含まれる場合、硬質相粒界脆性発生を防止し、高靭性と曲げ性とを確保することができる。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性及び強度を向上させる目的で添加されうる。一実施例において、クロムは、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０．０１～０．１ｗｔ５ｗｔ％含まれる。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してクロムが前述した範囲で含まれる場合、鋼の焼入性及び強度を向上させ、生産費増加と鋼材の靭性低下とを防止することができる。
チタン（Ｔｉ）は、ホットスタンピング熱処理後、析出物形成による焼入性強化及び材質向上の目的で添加されうる。また、チタンは、高温でＴｉ（Ｃ,Ｎ）などの析出相を形成し、オーステナイト結晶粒微細化に効果的に寄与することができる。また、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、マルテンサイト(Martensite)パケットサイズ(Packet size)減少による強度及び靭性増加を目的で添加されうる。
チタン、ニオブ及びバナジウムのうち、１種以上の和は、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対して０．０１～１．０ｗｔ％でもある。熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してチタンが前述した範囲で含まれる場合、性能低下が防止され、析出物の粗大化が防止され、鋼材の物性を容易に確保し、鋼材表面にクラックの発生が防止または最小化されうる。また、熱間プレス用鋼板１０の全体重量に対してニオブ及びバナジウムが前述した範囲で含まれる場合、熱間圧延及び冷間圧延工程で鋼材の結晶粒微細化効果に優れ、製鋼／連鋳時にスラブのクラック発生及び製品の脆性破断発生を防止し、製鋼性粗大析出物の生成を最小化しうる。
一実施例において、熱間プレス用鋼板１０は、面積分率（％）としてフェライト５０％～９０％及びパーライト３０％以下を含む。また、熱間プレス用鋼板１０は、追加的に残部組織１０％未満を含む。
フェライトは、延性は優れるが、軟質組織であって、熱間プレス用鋼板１０の延伸率及び曲げ性を向上させるために含まれる。フェライトの含量を通じて熱間プレス用鋼板１０が要求される強度及び延性を調節することができる。但し、フェライトの含量が５０％未満である場合、熱間プレス用鋼板１０の曲げ性が低下しうる。また、フェライトの含量が９０％を超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の強度を確保し難い。一実施例において、熱間プレス用鋼板１０に含まれたフェライトの結晶粒は、１μｍ～１０μｍでもある。
パーライトは、フェライト中に分散され、軟質フェライトと硬質セメンタイトが層状に配列された硬質組織である。また、パーライトは、熱間プレス用鋼板１０の曲げ荷重を高めることができる組織である。表層軟質部のパーライト含量が３０％を超過する場合、パーライトと軟質フェライトとの界面が多くなる。前記界面は、塑性変形時に破壊基点となるので、熱間プレス用鋼板１０の曲げ性の劣化をもたらしうる。
フェライト及びパーライト以外の残部組織は、１０％未満含まれ、残部組織が存在する場合は、例えば、ベイナイトでもあるが、本発明がそれに限定されるものではない。残部組織は、０％でもある。
一実施例において、熱間プレス用鋼板１０は、鉄（Ｆｅ）系炭化物を含む。鉄系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下、望ましくは、１０ｎｍ～１００ｎｍでもある。このような鉄系炭化物の平均直径が１００ｎｍを超過して形成される場合、熱間プレス用鋼板１０の曲げ性が低下しうる。
一実施例において、熱間プレス用鋼板１０は、ＭｎＳ系介在物（図２、１０ａ）を含む。以下、図２を参照してＭｎＳ系介在物について詳細に説明する。
図２Ａは、図１の熱間プレス用鋼板のＡ断面を概略的に示す断面図であり、図２Ｂは、図１の熱間プレス用鋼板のＢ断面を概略的に示す断面図である。
図２Ａ及び図２Ｂを参照すれば、ＭｎＳ系介在物１０ａは、図１の熱間プレス用鋼板１０を圧延方向「Ｒ」と水平方向（例えば、ｙ方向）に図２Ａまたは図２Ｂのように断面をマウンティングした後、観察することができる。ＭｎＳ系介在物１０ａは、熱間プレス用鋼板１０形成時、マンガンと硫黄とが反応してＭｎＳ粒子が析出されたものでもある。ＭｎＳ粒子は、熱間プレス用鋼板１０内でＭｎＳ粒子群を形成することができる。
一実施例において、熱間プレス用鋼板１０に含まれたＭｎＳ系介在物１０ａの面積分率は、５％以下でもある。ＭｎＳ系介在物１０ａの面積分率が５％を超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の耐遅延破壊特性を顕著に低下させうる。このように、ＭｎＳ系介在物１０ａの存在は、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性を低下させる主要原因として作用するので、ＭｎＳ系介在物１０ａを制御することが重要である。
図２Ａ及び図２Ｂに図示されたようにＭｎＳ系介在物１０ａは、圧延方向「Ｒ」と同じ方向（例えば、ｙ方向）に沿ってＭｎＳ粒子群を形成することができる。ＭｎＳ粒子群をなすＭｎＳ系介在物１０ａは、線状に伸展され、点列状に分布され、線状と点列状が混在されて示されうる。したがって、ＭｎＳ系介在物１０ａは、特定方向に沿って所定長を有するように具備されうる。以下、本明細書で、ＭｎＳ系介在物１０ａの「長さ」とは、ＭｎＳ系介在物１０ａが線状に伸展された１つのＭｎＳ粒子に形成された場合には、ＭｎＳ粒子の圧延方向「Ｒ」の長さを意味する。または、ＭｎＳ系介在物１０ａが複数個のＭｎＳ粒子の点列状に形成されるか、線状と点列状とが混在された場合には、圧延方向「Ｒ」の両端に存在するＭｎＳ粒子間の最大距離を意味することができる。
熱間プレス用鋼板１０において圧延方向「Ｒ」に直交する方向（例えば、ｘ方向）に沿う幅を幅（Ｗ）と定義するとき、図２Ａは、図１の熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点の断面をマウンティングしたものであり、図２Ｂは、図１の熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点の断面をマウンティングしたものである。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長は、５００μｍ以下でもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長は、２００μｍ以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長が５００μｍを超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長が２００μｍを超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性が低下しうる。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長は、２００μｍ以下、さらに望ましくは、０～１００μｍでもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長は、１００μｍ以下、さらに望ましくは、１ないし５０μｍ以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長が２００μｍを超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長が１００μｍを超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性が低下しうる。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、４０個／ｍｍ２以下でもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、２０個／ｍｍ２以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、４０個／ｍｍ２を超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、２０個／ｍｍ２を超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の優秀な耐遅延破壊特性を得難くなる。本実施例による熱間プレス用鋼板１０内に生成されるＭｎＳ系介在物１０ａが上述した範囲を有するように制御されることで、熱間プレス用鋼板１０をホットスタンピングした後、８０°以上のＶ曲げ角を確保することができる。
上述したように、ＭｎＳ系介在物１０ａは、熱間プレス用鋼板１０の外郭から中央に行くほど集中される傾向を有する。
図３は、図１の熱間プレス用鋼板の製造方法を概略的に示すフローチャートである。以下、図１及び図３を共に参照して熱間プレス用鋼板の製造方法を説明する。
本発明の一実施例による熱間プレス用鋼板の製造方法は、製鋼／連鋳段階（Ｓ３００）、鋼スラブの熱間圧延段階（Ｓ３１０）、冷却／巻取段階（Ｓ３２０）、冷間圧延段階（Ｓ３３０）、燒鈍熱処理段階（Ｓ３４０）、及び溶融メッキ段階（Ｓ３５０）を含む。
まず、製鋼／連鋳段階（Ｓ３００）では、メッキ鋼板を形成する工程の対象になる半製品状態の鋼スラブを形成する。前記鋼スラブは、炭素（Ｃ）０．０３ｗｔ％～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）０．１ｗｔ％～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）１．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）０超過０．０１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）０超過０．０１ｗｔ％以下、ボロン（Ｂ）０．０００５ｗｔ％～０．００５ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）０．０１ｗｔ％～０．１ｗｔ５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）０．０１ｗｔ％～１．０ｗｔ％のうち、１種以上の和が０．０１ｗｔ％～１．０ｗｔ％、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。この際、鋼スラブを製造する過程で硫黄（Ｓ）の比率を０超過０．０１ｗｔ％以下含むことにより、メッキ鋼板内に生成されるＭｎＳ系介在物の長さ及び密度を制御してホットスタンピング後メッキ鋼板のＶ曲げ角を８０°以上確保することができる。
熱間圧延のために前記鋼スラブの再加熱段階が進められる。前記鋼スラブ再加熱段階では、連続鋳造工程を通じて確保した鋼スラブを所定の温度に再加熱することにより、鋳造時に偏析された成分を再固溶する。
熱間圧延段階（Ｓ３１０）では、再加熱された鋼スラブを所定の仕上げ圧延温度で熱間圧延する。一実施例において、仕上げ圧延温度(Finishing Delivery Temperature: FDT)は、Ｍｓ℃以上６４０℃以下でもある。この際、仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）がＭｓ℃より低ければ、異常領域圧延による混粒組織の発生によって鋼板の加工性確保が困難であり、微細組織不均一によって加工性が低下する問題があるだけではなく、急な相変化によって熱間圧延中に通板性の問題が発生する。仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）が６４０℃を超過する場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化される。また、Ｎｂ系析出物及びＴｉＣ系析出物が粗大化されて最終部品性能が低下する危険がある。
冷却／巻取段階（Ｓ３２０）では、熱間圧延された鋼板を所定の巻取温度(Coiling Temperature: CT)まで冷却して巻き取る。一実施例において、前記巻取温度は、５５０℃～８００℃でもある。前記巻取温度は、炭素（Ｃ）の再分配に影響を与え、巻取温度が５５０℃未満である場合には、過冷による低温相分率が高くなり、強度増加及び冷間圧延時に圧延負荷が激しくなる恐れがあり、延性が急に低下する問題点がある。逆に、巻取温度が８００℃を超過する場合には、異常結晶粒子成長や過度な結晶粒子成長によって成形性及び強度劣化が発生する問題がある。
冷間圧延段階（Ｓ３３０）では、巻き取られた鋼板をアンコイリング(uncoiling)して酸洗処理した後、冷間圧延する。この際、圧下率は、５５％以上７０％以下でもある。圧下率が５５％未満である場合には、再結晶結晶粒が微細化されず、圧下率が７０％を超過する場合、鋼板の破断制御が困難であり、生産性が低下する問題がある。冷間圧延段階（Ｓ３３０）において、酸洗は、巻き取られた鋼板、すなわち、前記熱延過程を通じて製造された熱延コイルのスケールを除去するための目的で実施する。
燒鈍熱処理段階（Ｓ３４０）は、前記冷延鋼板を７００℃以上の温度で燒鈍熱処理する段階である。燒鈍熱処理は、冷延板材を加熱し、加熱された冷延板材を所定の冷却速度で冷却する段階を含む。
溶融メッキ段階（Ｓ３５０）は、燒鈍熱処理された鋼板に対してメッキ層を形成する段階である。溶融メッキ段階（Ｓ３５０）において、前記燒鈍熱処理された鋼板上にメッキ層を形成することができる。
図４Ａ及び図４Ｂは、それぞれ本発明の一実施例によるアルミニウム系メッキブランクを概略的に示す断面図であり、図５Ａ及び図５Ｂは、それぞれ本発明の一実施例によるアルミニウム系メッキブランク製造過程を概略的に示す斜視図であり、図６は、レーザビームを照射してアルミニウム系メッキ鋼板を接合する過程を概略的に示す平面図である。
まず、図４Ａを参照すれば、一実施例によるアルミニウム系メッキブランク１００は、第１メッキ鋼板１０、第１メッキ鋼板１０と連結された第２メッキ鋼板２０及び第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０の境界で第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを連結する継手部３０を含む。
アルミニウム系メッキブランク１００は、厚さ及び／または成分が互いに異なる第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを含み、アルミニウム系メッキブランク１００をホットスタンピングした後、ブランク一部区間で衝撃エネルギーを吸収させうる。例えば、アルミニウム系メッキブランク１００の成分は、互いに異なってホットスタンピング後の強度が異なるが、同じ厚さの第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを含む。または、アルミニウム系メッキブランク１００は、互いに成分が異なってホットスタンピング後の強度が異なり、互いに異なる厚さの第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを含む。
このように、アルミニウム系メッキブランク１００が、厚さ及び／または成分の互いに異なる第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを含む場合、アルミニウム系メッキブランク１００は、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０のうち、鋼板の引張強度（ＭＰａ）と厚さ（ｍｍ）とを乗算した値が小さい鋼板で衝撃エネルギーを吸収することができる。
さらに具体的には、第１メッキ鋼板１０は、第１引張強度と第１厚さを有し、第２メッキ鋼板２０は、第２引張強度と第２厚さを有することができる。その場合、第１引張強度と第２引張強度は、異なり、第１厚さと第２厚さは、同一であるか、互いに異なってもいる。一実施例において、アルミニウム系メッキブランク１００において第１メッキ鋼板１０の第１引張強度と第１厚さとを乗算した値は、第２メッキ鋼板２０の第２引張強度と第２厚さとを乗算した値よりも小さい。その場合、引張強度（ＭＰａ）と厚さ（ｍｍ）とを乗算した値が、相対的に小さい第１メッキ鋼板１０が第２メッキ鋼板２０より曲げ性に優れ、したがって、アルミニウム系メッキブランク１００に加えられる衝撃エネルギーを第１メッキ鋼板１０で吸収することができる。
一実施例において、アルミニウム系メッキブランク１００に含まれた第１メッキ鋼板１０は、図１ないし図３を参照して説明した熱間プレス用鋼板１０でもある。
さらに具体的には、第１メッキ鋼板１０は、第１素地鉄１２と、第１素地鉄１２の少なくとも一面に形成された第１メッキ層１４を含む。また、第２メッキ鋼板２０は、第２素地鉄２２と、第２素地鉄２２の少なくとも一面に形成された第２メッキ層２４を含む。第１素地鉄１２と第２素地鉄２２は、互いに異なる成分を含む。その場合、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４は、同一成分を含み、互いに異なる成分を含む。
一実施例において、第１メッキ鋼板１０の第１素地鉄１２は、第１合金組成を含む。第１合金組成は、炭素（Ｃ）０．０３ｗｔ％～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）０．１ｗｔ％～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）１．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）０超過０．０１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）０超過０．０１ｗｔ％以下、ボロン（Ｂ）０．０００５ｗｔ％～０．００５ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）０．０１ｗｔ％～０．１ｗｔ５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）０．０１ｗｔ％～１．０ｗｔ％のうち、１種以上の和が０．０１ｗｔ％～１．０ｗｔ％、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。また、第１合金組成は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１つ以上の成分をさらに含む。具体的には、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和は、０．０１～１．０ｗｔ％でもある。
上述したように、第１メッキ鋼板１０が第１素地鉄１２を含むことで、第１メッキ鋼板１０が第１合金組成を含むと理解されうる。したがって、以下の説明において、第１メッキ鋼板１０が合金相組織、炭化物及び介在物などを含むということは、第１素地鉄１２がこのような合金相組織、炭化物及び介在物を含むことを意味する。これは、後述する第２メッキ鋼板２０の場合にも同一に適用されうる。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度、硬度を決定する主要元素であり、ホットスタンピング（または、熱間プレス）工程以後、鋼材の引張強度を確保する目的で添加されうる。また、炭素は、鋼材の焼入性特性を確保するための目的で添加されうる。一実施例において、炭素は、第１素地鉄１２の全体重量に対して０．０３～０．１５ｗｔ％含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対して炭素が０．０３ｗｔ％未満含まれる場合、本発明の機械的強度を達成し難い。一方、第１素地鉄１２の全体重量に対して炭素が０．１５ｗｔ％超過含まれる場合、鋼材の靭性低下問題または鋼の脆性制御問題がもたらされうる。
シリコン（Ｓｉ）は、第１メッキ鋼板１０内のフェライト安定化元素として作用することができる。シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを清浄化することで延性を向上させ、低温域炭化物形成を抑制することで、オーステナイト内の炭素濃化度を向上させる機能を遂行する。さらに、シリコン（Ｓｉ）は、熱延、冷延、ホットスタンピング組織均質化（パーライト、マンガン偏析帯制御）及びフェライト微細分散の核心元素でもある。一実施例において、シリコンは、第１素地鉄１２の全体重量に対して０．１～１．５ｗｔ％含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対してシリコンが０．１ｗｔ％未満含まれる場合、前述した機能を十分に発揮することができない。一方、第１素地鉄１２の全体重量に対してシリコンが１．５ｗｔ％超過含まれる場合、熱延及び冷延負荷が増加し、熱延赤スケールが過多となり、接合性が低下しうる。
マンガン（Ｍｎ）は、熱処理時の焼入性及び強度増加の目的で添加されうる。一実施例において、マンガンは、第１素地鉄１２の全体重量に対して１．０～２．０ｗｔ％含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対してマンガンが１．０ｗｔ％未満含まれる場合、焼入性不足によってホットスタンピング後、材質不足（硬質相分率不足）の可能性が高い。一方、第１素地鉄１２の全体重量に対してマンガン２．０重量％超過を含む場合、マンガン偏析またはパーライト帯による延性及び靭性が低下し、曲げ性能低下の原因になり、不均質微細組織が発生してしまう。
リン（Ｐ）は、偏析しやすい元素であり、鋼の靭性を阻害する元素でもある。一実施例において、リン（Ｐ）は、第１素地鉄１２の全体重量に対して０超過０．１ｗｔ％以下含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対してリンが前述した範囲で含まれる場合、鋼の靭性低下を防止することができる。一方、第１素地鉄１２の全体重量に対してリン０．１重量％超過を含む場合、工程において、クラックを誘発し、リン化鉄化合物が形成されて鋼の靭性が低下しうる。
硫黄（Ｓ）は、一種の不純物であって、第１メッキ鋼板１０の加工性及び物性を阻害する元素でもある。一実施例において、硫黄は、第１素地鉄１２の全体重量に対して０超過０．０１ｗｔ％以下含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対して硫黄０．０１ｗｔ％超過を含む場合、熱間加工性が低下し、巨大介在物生成によってクラックなど表面欠陥が発生する。
一方、硫黄（Ｓ）は、マンガン（Ｍｎ）と反応して第１メッキ鋼板１０内にＭｎＳ系介在物を形成する。粗大なＭｎＳ系介在物の存在は、耐遅延破壊特性を顕著に劣化させうる。このために、硫黄含有量は、第１メッキ鋼板１０の強度及び曲げ性制御において主要因子と作用することができる。硫黄含有量が第１素地鉄１２の全体重量に対して０．０１ｗｔ％を超過すれば、粗大なＭｎＳ系介在物が増加して優秀な耐遅延破壊特性を得にくい。したがって、本実施例において硫黄含有量を０．０１ｗｔ％以下にする必要がある。また硫黄は、できるだけ除去した方が望ましく、硫黄含有量は、望ましくは、０．０１％以下、さらに望ましくは、０．００５％以下でもある。
ホウ素（Ｂ）は、マルテンサイト組織を確保することで、鋼材の焼入性及び強度を確保する目的で添加され、オーステナイト結晶粒成長温度の増加によって結晶粒微細化効果を有することができる。一実施例において、ホウ素は、第１素地鉄１２の全体重量に対して０．０００５～０．００５ｗｔ％含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対してボロンが前述した範囲で含まれる場合、硬質相粒界脆性発生を防止し、高靭性と曲げ性とを確保することができる。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性及び強度を向上させる目的で添加されうる。一実施例において、クロムは、第１素地鉄１２の全体重量に対して０．０１～０．１ｗｔ５ｗｔ％含まれる。第１素地鉄１２の全体重量に対してクロムが前述した範囲で含まれる場合、鋼の焼入性及び強度を向上させ、生産費増加と鋼材の靭性低下を防止することができる。
チタン（Ｔｉ）は、ホットスタンピング熱処理後、析出物形成による焼入性強化及び材質向上の目的で添加されうる。また、チタンは、高温でＴｉ（Ｃ,Ｎ）などの析出相を形成し、オーステナイト結晶粒微細化に効果的に寄与する。また、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、マルテンサイト(Martensite)パケットサイズ(Packet size)減少による強度及び靭性増加を目的で添加されうる。
チタン、ニオブ及びバナジウムのうち、１種以上の和は、第１素地鉄１２の全体重量に対して０．０１～１．０ｗｔ％でもある。第１素地鉄１２の全体重量に対してチタンが前述した範囲で含まれる場合、性能低下が防止され、析出物の粗大化が防止され、鋼材の物性を容易に確保し、鋼材表面にクラックの発生が防止または最小化されうる。また、第１素地鉄１２の全体重量に対してニオブ及びバナジウムが前述した範囲で含まれる場合、熱間圧延及び冷間圧延工程で鋼材の結晶粒微細化効果に優れ、製鋼／連鋳時スラブのクラック発生及び製品の脆性破断発生を防止し、製鋼性粗大析出物の生成を最小化しうる。
一実施例において、第１素地鉄１２は、面積分率（％）としてフェライト５０％～９０％及びパーライト３０％以下を含む。また、第１素地鉄１２は、追加的に残部組織１０％未満を含む。
フェライトは、延性は優れるが、軟質組織であって、第１メッキ鋼板１０の延伸率及び曲げ性を向上させるために含まれる。フェライトの含量を通じて第１メッキ鋼板１０が要求される強度及び延性を調節することができる。但し、フェライトの含量が５０％未満である場合、第１メッキ鋼板１０の曲げ性が低下しうる。また、フェライトの含量が９０％を超過する場合、第１メッキ鋼板１０の強度を確保し難い。一実施例において、第１メッキ鋼板１０、すなわち、第１素地鉄１２に含まれたフェライトの結晶粒は、１μｍ～１０μｍでもある。
パーライトは、フェライト中に分散され、軟質フェライトと硬質セメンタイトとが層状に配列された硬質組織である。また、パーライトは、第１メッキ鋼板１０の曲げ荷重を高めることができる組織である。表層軟質部のパーライト含量が３０％を超過する場合、パーライトと軟質フェライトとの界面が多くなる。前記界面は、塑性変形時に破壊基点となるので、第１メッキ鋼板１０の曲げ性の劣化をもたらしうる。
フェライト及びパーライト以外の残部組織は、１０％未満含まれ、残部組織が存在する場合は、例えば、ベイナイトでもあるが、本発明がそれに限定されるものではない。残部組織は、０％でもある。
一実施例において、第１メッキ鋼板１０は、鉄（Ｆｅ）系炭化物を含む。鉄系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下、望ましくは、１０ｎｍ～１００ｎｍでもある。このような鉄系炭化物の平均直径が１００ｎｍを超過して形成される場合、第１メッキ鋼板１０の曲げ性が低下しうる。
一実施例において、第１メッキ鋼板１０は、図１、図２Ａ及び図２Ｂを参照して説明したＭｎＳ系介在物１０ａを含む。
図１、図２Ａ、図２Ｂ及び図４Ａを共に参照すれば、アルミニウム系メッキブランク１００に含まれた第１メッキ鋼板１０は、図１、図２Ａ及び図２Ｂを参照して説明した熱間プレス用鋼板１０でもある。第１メッキ鋼板１０がＭｎＳ系介在物を含むということは、第１素地鉄１２がＭｎＳ系介在物を含むことを意味する。ＭｎＳ系介在物の測定方法と形状などについては、図１、図２Ａ及び図２Ｂを参照して説明したところと同一なので、その詳細な説明は、省略する。
一実施例において、第１メッキ鋼板１０に含まれたＭｎＳ系介在物１０ａの面積分率は、５％以下である。ＭｎＳ系介在物１０ａの面積分率が５％を超過する場合、第１メッキ鋼板１０の耐遅延破壊特性を顕著に低下させうる。このように、ＭｎＳ系介在物１０ａの存在は、第１メッキ鋼板１０の強度及び曲げ性を低下させる主要原因として作用するので、ＭｎＳ系介在物１０ａを制御することが重要である。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長は、５００μｍ以下でもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長は、２００μｍ以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長が５００μｍを超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの最大長が２００μｍを超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性が低下しうる。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長は、２００μｍ以下、さらに望ましくは、０～１００μｍでもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長は、１００μｍ以下、さらに望ましくは、１ないし５０μｍ以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長が２００μｍを超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均長が１００μｍを超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の強度及び曲げ性が低下しうる。
一実施例において、図２Ａのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、４０個／ｍｍ２以下でもある。また、図２Ｂのように熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、２０個／ｍｍ２以下でもある。熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／２地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、４０個／ｍｍ２を超過するか、熱間プレス用鋼板１０の幅（Ｗ）の１／４地点でＭｎＳ系介在物１０ａの平均密度は、２０個／ｍｍ２を超過する場合、熱間プレス用鋼板１０の優秀な耐遅延破壊特性を得難くなる。本実施例による熱間プレス用鋼板１０内に生成されるＭｎＳ系介在物１０ａが上述した範囲を有するように制御されることで、熱間プレス用鋼板１０をホットスタンピングした後、８０°以上のＶ曲げ角を確保することができる。
第２メッキ鋼板２０は、第１メッキ鋼板１０とは、互いに異なる合金組成を有することができる。すなわち、第２メッキ鋼板２０の第２素地鉄２２と第１メッキ鋼板１０の第１素地鉄１２とが互いに異なる合金組成を有することを意味する。
一実施例において、第２メッキ鋼板２０の第２素地鉄２２は、第２合金組成を含む。第２合金組成は、炭素（Ｃ）：０．１５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．３～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む。また、第２合金組成は、選択的に、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．５ｗｔ％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
第２合金組成において、炭素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．１５～０．５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して炭素が０．１５ｗｔ％未満含まれる場合、本発明の機械的強度を達成し難い。一方、第２メッキ鋼板２０の全体重量に対して炭素が０．５ｗｔ％超過含まれる場合、鋼材の靭性低下問題または鋼材の脆性制御問題がもたらされうる。
第２合金組成において、シリコンは、第２素地鉄２２全体重量に対して０．１～０．８ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．１ｗｔ％未満含まれる場合、前述した機能を十分に発揮することができない。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．８ｗｔ％超過含まれる場合、熱延及び冷延負荷が増加し、熱延赤スケールが過多となり、接合性が低下しうる。
第２合金組成において、マンガンは、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．３～２．０ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガン０．３ｗｔ％未満が含まれる場合、焼入性不足によってホットスタンピング後、材質不足（硬質相分率不足）の可能性が高い。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガンが２．０ｗｔ％超過で含まれる場合、マンガン偏析またはパーライト帯による延性及び靭性が低下し、曲げ性能低下の原因になり、不均質微細組織が発生してしまう。
第２合金組成において、リン（Ｐ）は、偏析しやすい元素であり、鋼の靭性を阻害する元素でもある。一実施例において、リン（Ｐ）は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０５ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが前述した範囲で含まれる場合、鋼の靭性低下を防止する。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが０．１重量％超過含まれる場合、工程のうち、クラックを誘発して、リン化鉄化合物が形成されて鋼の靭性が低下しうる。
第２合金組成において、硫黄（Ｓ）は、一種の不純物であって、第１メッキ鋼板１０の加工性及び物性を阻害する元素でもある。一実施例において、硫黄は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０１ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して硫黄が０．０１ｗｔ％超過含まれる場合、熱間加工性が低下し、巨大介在物生成によってクラックなど表面欠陥が発生する。
第２合金組成において、ホウ素（Ｂ）は、マルテンサイト組織を確保することで、鋼材の焼入性及び強度を確保する目的で添加され、オーステナイト結晶粒成長温度の増加によって結晶粒微細化効果を有する。一実施例において、ホウ素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．００１～０．００５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してボロンが前述した範囲で含まれる場合、硬質相粒界脆性発生を防止し、高靭性と曲げ性とを確保することができる。
一実施例において、第２メッキ鋼板２０の第２素地鉄２２は、第３合金組成を含む。第３合金組成は、炭素（Ｃ）：０．２～０．３ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．５ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む。また、第３合金組成は、選択的に、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００３ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
第３合金組成において、炭素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．２～０．３ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して炭素が０．２ｗｔ％未満含まれる場合、本発明の機械的強度を達成し難い。一方、第２メッキ鋼板２０の全体重量に対して炭素が０．３ｗｔ％超過含まれる場合、鋼材の靭性低下問題または、鋼材の脆性制御問題がもたらされうる。
第３合金組成において、シリコンは、第２素地鉄２２全体重量に対して０．１～０．８ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．１ｗｔ％未満含まれる場合、前述した機能を十分に発揮することができない。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．８ｗｔ％超過含まれる場合、熱延及び冷延負荷が増加し、熱延赤スケールが過多となり、接合性が低下しうる。
第３合金組成において、マンガンは、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．８～１．５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガンが０．８ｗｔ％未満含まれる場合、焼入性不足によってホットスタンピング後、材質不足（硬質相分率不足）の可能性が高い。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガンが１．５ｗｔ％超過含まれる場合、マンガン偏析またはパーライト帯による延性及び靭性が低下し、曲げ性能低下の原因になり、不均質微細組織が発生してしまう。
第３合金組成において、リン（Ｐ）は、偏析しやすい元素であり、鋼の靭性を阻害する元素でもある。一実施例において、リン（Ｐ）は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０５ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが前述した範囲で含まれる場合、鋼の靭性低下を防止することができる。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが０．１重量％超過含まれる場合、工程のうち、クラックを誘発して、リン化鉄化合物が形成されて鋼の靭性が低下しうる。
第３合金組成において、硫黄（Ｓ）は、一種の不純物であって、第１メッキ鋼板１０の加工性及び物性を阻害する元素でもある。一実施例において、硫黄は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０１ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して硫黄が０．０１ｗｔ％超過含まれる場合、熱間加工性が低下し、巨大介在物生成によってクラックなど表面欠陥が発生する。
第３合金組成において、ホウ素（Ｂ）は、マルテンサイト組織を確保することで、鋼材の焼入性及び強度を確保する目的で添加され、オーステナイト結晶粒成長温度の増加によって結晶粒微細化効果を有することができる。一実施例において、ホウ素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．００１～０．００５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してボロンが前述した範囲で含まれる場合、硬質相粒界脆性発生を防止し、高靭性と曲げ性とを確保することができる。
一実施例において、第２メッキ鋼板２０の第２素地鉄２２は、第４合金組成を含む。第４合金組成は、炭素（Ｃ）：０．２５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．８ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む。また、第４合金組成は、選択的に、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．４ｗｔ％及びニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む。
第４合金組成において、炭素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．２５～０．５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して炭素が０．２５ｗｔ％未満含まれる場合、本発明の機械的強度を達成し難い。一方、第２メッキ鋼板２０の全体重量に対して炭素が０．５ｗｔ％超過含まれる場合、鋼材の靭性低下問題または、鋼材の脆性制御問題がもたらされうる。
第４合金組成において、シリコンは、第２素地鉄２２全体重量に対して０．１～０．８ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．１ｗｔ％未満含まれる場合、前述した機能を十分に発揮することができない。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してシリコンが０．８ｗｔ％超過含まれる場合、熱延及び冷延負荷が増加し、熱延赤スケールが過多となり、接合性が低下しうる。
第４合金組成において、マンガンは、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．４～１．８ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガンが０．４ｗｔ％未満含まれる場合、焼入性不足によってホットスタンピング後、材質不足（硬質相分率不足）の可能性が高い。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してマンガンが１．８ｗｔ％超過含まれる場合、マンガン偏析またはパーライト帯による延性及び靭性が低下し、曲げ性能低下の原因になり、不均質微細組織が発生してしまう。
第４合金組成において、リン（Ｐ）は、偏析しやすい元素であり、鋼の靭性を阻害する元素でもある。一実施例において、リン（Ｐ）は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０５ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが前述した範囲で含まれる場合、鋼の靭性低下を防止することができる。一方、第２素地鉄２２の全体重量に対してリンが０．１重量％超過含まれる場合、工程のうち、クラックを誘発し、リン化鉄化合物が形成されて鋼の靭性が低下しうる。
第４合金組成において、硫黄（Ｓ）は、一種の不純物であって、第１メッキ鋼板１０の加工性及び物性を阻害する元素でもある。一実施例において、硫黄は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．０１ｗｔ％以下含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対して硫黄が０．０１ｗｔ％超過含まれる場合、熱間加工性が低下し、巨大介在物生成によってクラックなど表面欠陥が発生する。
第４合金組成において、ホウ素（Ｂ）は、マルテンサイト組織を確保することで、鋼材の焼入性及び強度を確保する目的で添加され、オーステナイト結晶粒成長温度の増加によって結晶粒微細化効果を有することができる。一実施例において、ホウ素は、第２素地鉄２２の全体重量に対して０．００１～０．００５ｗｔ％含まれる。第２素地鉄２２の全体重量に対してホウ素が前述した範囲で含まれる場合、硬質相粒界脆性発生を防止し、高靭性と曲げ性とを確保することができる。
このように、アルミニウム系メッキブランク１００に含まれた第１メッキ鋼板１０が第１合金組成を有し、第２メッキ鋼板２０が第２合金組成、第３合金組成または第４合金組成を有する場合、第１メッキ鋼板１０の第１引張強度と第１厚さとを乗算した値は、第２メッキ鋼板２０の第２引張強度と第２厚さとを乗算した値よりも小さい。したがって、アルミニウム系メッキブランク１００に加えられる衝撃エネルギーを第１メッキ鋼板１０で吸収することができる。すなわち、第１メッキ鋼板１０の曲げ性が相対的にさらに優秀であることを意味する。第１メッキ鋼板１０の曲げ性は、第１メッキ鋼板１０内に含まれるＭｎＳ系介在物を制御することで向上させうる。
一実施例において、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４は、同じ成分を含む。以下、説明の便宜上、第１メッキ層１４について説明するが、これは、第２メッキ層２４にも同一に適用されうる。
一実施例において、第１メッキ層１４は、片面基準２０～１００ｇ／ｍ２の付着量で形成されうる。また、第１メッキ層１４は、アルミニウム（Ａｌ）を含む。一具体例において、前記第１メッキ層１４は、６００～８００℃の溶融アルミニウム及びアルミニウム合金のうち、１つ以上を含むメッキ浴に、第１素地鉄１２を浸漬した後、平均１～５０℃／ｓの冷却速度で冷却させる段階を含めて形成されうる。
第１素地鉄１２の少なくとも一面上には、第１メッキ層１４が形成されうる。第１メッキ層１４は、第１素地鉄１２上に順次に積層された拡散層と表面層を含む。表面層は、アルミニウム（Ａｌ）を８０重量％以上含む層であり、第１素地鉄１２の酸化などを防止することができる。拡散層は、第１素地鉄１２の鉄（Ｆｅ）と第１メッキ層１４のアルミニウム（Ａｌ）とが相互拡散されて形成され、アルミニウム－鉄（Ａｌ－Ｆｅ）及びアルミニウム－鉄－シリコン（Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ）化合物を含む。拡散層は、鉄（Ｆｅ）２０重量％～６０重量％、アルミニウム（Ａｌ）３０重量％～８０重量％、及びシリコン（Ｓｉ）０．１重量％～４０重量％を含む。
一具体例において、拡散層は、表面層に比べて高い融点を有するので、熱間プレス工程時、表面層が溶融されてアルミニウム（Ａｌ）が第１素地鉄１２の組織内に侵透する液体金属臭化現象{Liquid Metal Embrittlement}の発生を防止または最小化しうる。
一具体例において、前記第１素地鉄１２をメッキ浴に浸漬後、前記第１素地鉄１２の表面に空気及びガス中の１つ以上を噴射して溶融メッキ層をワイピングし、噴射圧力を調節することで、第１メッキ層１４のメッキ付着量を調節することができる。
前記メッキ付着量は、前記第１素地鉄１２の少なくとも一面に２０～１５０ｇ／ｍ２に形成されうる。望ましくは、前記第１素地鉄１２の少なくとも一面に２０～１００ｇ／ｍ２に形成される。メッキ付着量が２０ｇ／ｍ２未満である場合、ホットスタンピング後、第１メッキ層１４と継手部３０とが接する部分の耐食性が低下しうる。一方、メッキ付着量が１００ｇ／ｍ２超過である場合、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０を接合するとき、継手部３０に混入されるアルミニウム（Ａｌ）の量が増加してアルミニウム（Ａｌ）偏析が発生する。
一実施例において、メッキ層の断面積に対する表面層の断面積の比率である表面層の面積分率（表面層の断面積／第１メッキ層の断面積）は、９７％以下、望ましくは、６５％以上９７％以下である。ここで、第１メッキ層の断面積と表面層の断面積は、同様の任意の位置での断面積を意味する。
一実施例において、表面層は、アルミニウム（Ａｌ）を８０重量％～１００重量％含み、表面層の平均厚さは、１０μｍ～４０μｍでもある。表面層は、アルミニウム（Ａｌ）含量の高い層であり、表面層の面積分率が９７％を超過するか、表面層の平均厚さが４０μｍを超過する場合、継手部３０に混入されるアルミニウム（Ａｌ）の量が増加してアルミニウム（Ａｌ）偏析が発生する。また、拡散層の厚さが薄くなるので、ホットスタンピングのうち、表面層のアルミニウム（Ａｌ）が溶融され、溶融されたアルミニウム（Ａｌ）が第１素地鉄１２の組織内に侵透するか、第１素地鉄１２の組織を通じて継手部３０と第１素地鉄１２との界面部位に侵透する現象が発生する。また、表面層の面積分率が６５％未満であるか、表面層の平均厚さが１０μｍ未満である場合、拡散層の厚さが厚くなるので、ホットスタンピング部品の生産性が低下しうる。このように、表面層の平均厚さ及び／または面積分率を上述した範囲内に制御することで、第１メッキ層１４内のアルミニウム（Ａｌ）が溶融されて継手部３０内に侵透することを防止することができる。したがって、ホットスタンピング後、衝撃吸収能に優れたホットスタンピング部品が得られる。
一具体例において、前記第１メッキ層１４は、前記第１素地鉄１２の表面に形成され、アルミニウム（Ａｌ）を８０重量％以上含む表面層及び前記表面層と第１素地鉄１２との間に形成され、アルミニウム－鉄（Ａｌ－Ｆｅ）及びアルミニウム－鉄－シリコン（Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ）金属間化合物を含み、鉄（Ｆｅ）を２０～７０重量％含む合金化層を含む。
一具体例において、前記表面層は、アルミニウムを８０～１００重量％含み、平均厚さが１０～４０μｍでもある。例えば、表面層の平均厚さは、１０～３０μｍでもある。
一具体例において、前記合金化層は、鉄（Ｆｅ）を２０～７０重量％含む。前記条件で前記合金化層は、高い融点を有し、ホットスタンピング加熱炉で前記表面層が溶融されて前記第１素地鉄１２の組織に侵透する液体金属臭化現象(Liquid Metal Embrittlement)の発生を防止することができる。例えば、前記合金化層は、鉄（Ｆｅ）を２０～６０重量％含む。
継手部３０は、第１メッキ鋼板１０の側面と第２メッキ鋼板２０の側面とを互いに対向するように整列した後、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界にレーザを照射して第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の界面を溶融させて形成されうる。したがって、継手部３０は、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下、残部第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０から混入された成分を含む。
一実施例において、継手部３０は、炭素（Ｃ）０．０５重量％以上３．０重量％未満、シリコン（Ｓｉ）０．０５重量％以上１．０重量％未満、マンガン（Ｍｎ）１．０重量％以上３．０重量％未満、リン（Ｐ）０超過０．２重量％未満、硫黄（Ｓ）０超過０．２重量％未満、チタン（Ｔｉ）０．０１重量％以上０．５重量％未満、ボロン（Ｂ）０．０００５重量％以上０．０１重量％未満、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。また、継手部３０はニオブ（Ｎｂ）０．０１重量％以上１．５重量％未満及びクロム（Ｃｒ）０．０５重量％以上２．０重量％未満のうち、１つ以上の成分をさらに含む。
継手部３０は、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下を含む。継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量が１．５重量％超過である場合、継手部３０が軟化され、ホットスタンピング後、継手部のマルテンサイト分率が低下してアルミニウムメッキブランク１００の機械的性質が低下する。また、継手部３０にアルミニウム（Ａｌ）偏析が発生してホットスタンピング後、衝撃が加えられる場合、第１メッキ鋼板１０で衝撃が吸収されず、継手部３０で破断が発生する。
継手部３０は、炭素（Ｃ）を０．０５重量％以上３．０重量％未満含む。継手部３０の炭素（Ｃ）の含量が０．０５重量％未満であれば、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。これに対して、炭素（Ｃ）の含量が１．０重量％以上である場合、継手部３０の硬度が過度に上昇して外部衝撃などによって継手部３０に脆性破壊が発生する。
継手部３０は、シリコン（Ｓｉ）を０．０５重量％以上１．０重量％未満含む。継手部３０に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が０．０５重量％未満である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。一方、継手部３０に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が１．０重量％以上である場合、ビッド表面にスラグが発生する。
継手部３０は、マンガン（Ｍｎ）を１．０重量％以上３．０重量％未満含む。継手部３０のマンガン（Ｍｎ）の含量が１．０重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、マンガン（Ｍｎ）の含量が３．０重量％以上である場合、継手部３０の硬度が過度に上昇して外部衝撃などによって継手部３０に脆性破壊が発生し、継手部３０の溶融時に粘性下落と固相への変態時、膨脹係数の拡大によって継手部３０形状の品質低下及び継手部３０にクラックなどが発生する。
継手部３０は、リン（Ｐ）を０超過０．２重量％未満含む。継手部３０のリン（Ｐ）の含量が０．２重量％以上である場合、継手部３０に偏析による脆性破壊が発生する。
継手部３０は、硫黄（Ｓ）を０超過０．２重量％未満含む。継手部３０の硫黄（Ｓ）の含量が０．２重量％以上である場合、継手部３０に介在物形成によるクラックが発生する。
継手部３０は、チタン（Ｔｉ）を０．０１重量％以上０．５重量％未満含む。継手部３０のチタン（Ｔｉ）の含量が０．０１重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、継手部３０のチタン（Ｔｉ）の含量が０．５重量％以上である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。
継手部３０は、ボロン（Ｂ）を０．０００５重量％以上０．０１重量％未満含む。継手部３０のボロン（Ｂ）の含量が０．０００５重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、継手部３０のボロン（Ｂ）の含量が０．０１重量％以上である場合、継手部３０に脆性破壊が発生しうる。
図４Ｂを参照すれば、一実施例において、継手部３０は、第１側部３１、第２側部３３、及び中心部３５を含む。第１側部３１は、継手部３０のうち、第１メッキ鋼板１０と隣接した部分でもあり、第２側部３３は、継手部３０のうち、第２メッキ鋼板２０と隣接した部分でもあり、中心部３５は、第１側部３１と第２側部３３との間に位置した部分でもある。すなわち、継手部３０の中心部３５は、継手部３０の中心（または、真ん中）部分でもある。
一実施例において、継手部３０の第１側部３１、第２側部３３、及び中心部３５は、同幅によって具備されうる。例えば、第１側部３１の幅は、継手部３０の全幅の１／３でもあり、第２側部３３の幅は、継手部３０の全幅の１／３でもあり、中心部３５の幅は、継手部３０の全幅の１／３でもある。但し、本発明がそれに限定されるものではない。この際、継手部３０の全幅は、継手部３０と第１メッキ鋼板１０との境界、及び継手部３０と第２メッキ鋼板２０との境界との幅を意味する。
一実施例において、第１側部３１は、第１部分３１ａ、第２部分３１ｂ、及び第３部分３１ｃを含む。第１側部３１の第１部分３１ａ、第２部分３１ｂ、及び第３部分３１ｃは、継手部３０の幅方向と交差する方向に順次に配列されうる。
一実施例において、第２側部３３は、第４部分３３ａ、第５部分３３ｂ、及び第６部分３３ｃを含む。第２側部３３の第４部分３３ａ、第５部分３３ｂ、及び第６部分３３ｃは、継手部３０の幅方向と交差する方向に順次に配列されうる。
一実施例において、中心部３５は、第７部分３５ａ、第８部分３５ｂ、及び第９部分３５ｃを含む。中心部３５の第７部分３５ａ、第８部分３５ｂ、及び第９部分３５ｃは、継手部３０の幅方向と交差する方向に順次に配列されうる。
一実施例において、第１側部３１、第２側部３３、及び中心部３５を含む継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）の平均含量は、０重量％超過１．５重量％以下でもある。具体的には、継手部３０の第１部分３１ａないし第９部分３５ｃで測定したアルミニウム（Ａｌ）の含量の平均値は、０重量％超過１．５重量％以下でもある。
一実施例において、第１側部３１、第２側部３３、及び中心部３５を含む継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量の標準偏差は、０以上０．２５以下でもある。具体的には、継手部３０の第１部分３１ａないし第９部分３５ｃで測定したアルミニウム（Ａｌ）含量の標準偏差は、０以上０．２５以下でもある。
継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量の標準偏差が０．２５超過である場合、継手部３０内にアルミニウム（Ａｌ）が不均等に分布されているということを意味する。すなわち、継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量の標準偏差が０．２５超過である場合、継手部３０内にアルミニウム（Ａｌ）が不均等に分布されて存在するので、ホットスタンピング後、継手部３０に局所的なアルミニウム（Ａｌ）偏析が発生する。したがって、継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量の標準偏差が０以上０．２５以下である場合、継手部３０内にアルミニウム（Ａｌ）が均一に分布されて存在するので、ホットスタンピング後、継手部３０に局所的なアルミニウム（Ａｌ）偏析の発生を防止し、ホットスタンピング後、継手部３０の微細組織を均一にすることができ、同時に継手部３０に破断の発生を防止することができる。
継手部３０は、第１メッキ鋼板１０の側面と第２メッキ鋼板２０の側面とを互いに対向するように整列した後、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界にレーザを照射して第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０を溶融させて形成されうる。さらに具体的には、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界にレーザビームを照射し、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界部で第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを連結する継手部３０を形成する。
一具体例において、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界に照射されるレーザは、１ｋＷ以上２０ｋＷ以下のパワーを有し、ビームの半径は、０．１ｍｍ以上１．０ｍｍ以下であり、波長が０．１μｍ以上２０μｍ以下でもある。一方、継手部の形成速度は、１ｍ／ｍｉｎ以上１０ｍ／ｍｉｎ以下、望ましくは、１５ｍｍ／ｓｅｃ以上１７０ｍｍ／ｓｅｃ以下でもある。レーザパワー、ビーム半径、波長及び継手部形成速度については、後述する実施例を通じて詳細に説明する。
選択的実施例において、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを接合するに当たって、フィラーワイヤ２００を使用しうる。前述したように、継手部３０は、炭素（Ｃ）０．０５重量％以上３．０重量％未満、シリコン（Ｓｉ）０．０５重量％以上１．０重量％未満、マンガン（Ｍｎ）１．０重量％以上３．０重量％未満、リン（Ｐ）０超過０．２重量％未満、硫黄（Ｓ）０超過０．２重量％未満、チタン（Ｔｉ）０．０１重量％以上０．５重量％未満、ボロン（Ｂ）０．０００５重量％以上０．０１重量％未満、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含み、選択的に、ニオブ（Ｎｂ）０．０１重量％以上１．５重量％未満及びクロム（Ｃｒ）０．０５重量％以上２．０重量％未満のうち、１つ以上の成分をさらに含んでもよいが、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０の成分含量を通じて上述した継手部３０の成分を満足する場合、フィラーワイヤ２００を使用しなくてもよい。但し、１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０の成分含量を通じて上述した継手部３０の成分を満足し難い場合、追加的にフィラーワイヤ２００を使用することで、前記継手部３０の成分を満足するように設計することができる。
以下、図５Ａと図５Ｂを参照して、フィラーワイヤ２００を使用して形成されたアルミニウム系メッキブランク１００及びその製造方法について説明する。
図５Ａ及び図５Ｂを参照すれば、継手部３０は、第１メッキ鋼板１０の側面と第２メッキ鋼板２０の側面とを互いに対向するように整列した後、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界にフィラーワイヤ２００を供給し、レーザを照射して第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００を溶融させて形成されうる。さらに具体的には、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界には、フィラーワイヤ２００が提供され、レーザヘッド３００からレーザビーム３１０を照射し、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との境界部で第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０とを連結する継手部３０を形成する。
フィラーワイヤ２００を使用して形成された継手部３０は、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下、残部第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００に混入された成分を含む。
一実施例において、フィラーワイヤ２００を使用して形成された継手部３０は、炭素（Ｃ）０．０５重量％以上３．０重量％未満、シリコン（Ｓｉ）０．０５重量％以上１．０重量％未満、マンガン（Ｍｎ）１．０重量％以上３．０重量％未満、リン（Ｐ）０超過０．２重量％未満、硫黄（Ｓ）０超過０．２重量％未満、チタン（Ｔｉ）０．０１重量％以上０．５重量％未満、ボロン（Ｂ）０．０００５重量％以上０．０１重量％未満、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。また、継手部３０は、ニオブ（Ｎｂ）０．０１重量％以上１．５重量％未満及びクロム（Ｃｒ）０．０５重量％以上２．０重量％未満のうち、１つ以上の成分をさらに含む。
継手部３０は、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％以下を含む。継手部３０に含まれたアルミニウム（Ａｌ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるアルミニウム（Ａｌ）の和でもある。継手部３０のアルミニウム（Ａｌ）含量が１．５重量％超過である場合、継手部３０が軟化され、ホットスタンピング後、継手部のマルテンサイト分率が低下してアルミニウムメッキブランク１００の機械的性質が低下する。また、継手部３０にアルミニウム（Ａｌ）偏析が発生してホットスタンピング後、衝撃が加えられる場合、第１メッキ鋼板１０で衝撃が吸収されず、継手部３０で破断が発生する。
継手部３０は、炭素（Ｃ）を０．０５重量％以上３．０重量％未満含む。継手部３０に含まれた炭素（Ｃ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入される炭素（Ｃ）の和でもある。継手部３０の炭素（Ｃ）の含量が０．０５重量％未満であれば、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。これに対して、炭素（Ｃ）の含量が１．０重量％以上である場合、継手部３０の硬度が過度に上昇して外部衝撃などによって継手部３０に脆性破壊が発生する。
継手部３０は、シリコン（Ｓｉ）を０．０５重量％以上１．０重量％未満含む。継手部３０に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるシリコン（Ｓｉ）の和でもある。継手部３０に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が０．０５重量％未満である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。一方、継手部３０に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が１．０重量％以上である場合、ビード表面にスラグが発生する。
継手部３０は、マンガン（Ｍｎ）を１．０重量％以上３．０重量％未満含む。継手部３０に含まれたマンガン（Ｍｎ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるマンガン（Ｍｎ）の和でもある。継手部３０のマンガン（Ｍｎ）の含量が１．０重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、マンガン（Ｍｎ）の含量が３．０重量％以上である場合、継手部３０の硬度が過度に上昇して外部衝撃などによって継手部３０に脆性破壊が発生し、継手部３０の溶融時に粘性下落と固相への変態時、膨脹係数の拡大によって継手部３０形状の品質低下及び継手部３０にクラックなどが発生する。
継手部３０は、リン（Ｐ）を０超過０．２重量％未満含む。継手部３０に含まれたリン（Ｐ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるリン（Ｐ）の和でもある。継手部３０のリン（Ｐ）の含量が０．２重量％以上である場合、継手部３０に偏析による脆性破壊が発生する。
継手部３０は、硫黄（Ｓ）を０超過０．２重量％未満含む。継手部３０に含まれた硫黄（Ｓ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入される硫黄（Ｓ）の和でもある。継手部３０の硫黄（Ｓ）の含量が０．２重量％以上である場合、継手部３０に介在物形成によるクラックが発生する。
継手部３０は、チタン（Ｔｉ）を０．０１重量％以上０．５重量％未満含む。継手部３０に含まれたチタン（Ｔｉ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるチタン（Ｔｉ）の和でもある。継手部３０のチタン（Ｔｉ）の含量が０．０１重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、継手部３０のチタン（Ｔｉ）の含量が０．５重量％以上である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。
継手部３０は、ボロン（Ｂ）を０．０００５重量％以上０．０１重量％未満含む。継手部３０に含まれたボロン（Ｂ）の含量は、溶融された第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００から混入されるボロン（Ｂ）の和でもある。継手部３０のボロン（Ｂ）の含量が０．０００５重量％未満である場合、ホットスタンピング時、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、継手部３０のボロン（Ｂ）の含量が０．０１重量％以上である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。
このようにフィラーワイヤ２００を使用して継手部３０を形成することで、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０それぞれの合金組成及び第１メッキ層１４と第２メッキ層２４に含まれたアルミニウム（Ａｌ）の含量を考慮するとき、ホットスタンピング後の継手部３０に過度に多くのフェライトが形成されることで、継手部３０の強度低下を防止することができる。また、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０との間のギャップが大きい場合にも、フィラーワイヤ２００を使用することができる。また、複数のメッキ鋼板を接合して額縁形状のように中央部が開放された閉ループ状のブランクを形成する場合にも、フィラーワイヤ２００を使用することができる。
継手部３０は、レーザビーム３１０によって第１メッキ鋼板１０、第２メッキ鋼板２０及びフィラーワイヤ２００が溶融されて形成され、この過程を通じて継手部３０には、第１メッキ鋼板１０の第１メッキ層１４と第２メッキ鋼板２０の第２メッキ層２４の成分が溶入される。したがって、フィラーワイヤ２００は、レーザ溶接時、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４の成分溶入を考慮してその組成が決定されうる。
一実施例において、フィラーワイヤ２００は、オーステナイト安定化元素を含む。例えば、フィラーワイヤ２００は、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）のうち、１つ以上のオーステナイト安定化元素と残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含む。この際、フィラーワイヤ２００のうち、炭素（Ｃ）含量は、０．１重量％以上１．０重量％以下であり、マンガン（Ｍｎ）含量は、０．１重量％以上１０．０重量％以下である。このようなフィラーワイヤ２００は、継手部３０に溶入され、継手部３０の成分系を調節することができる。
一具体例において、フィラーワイヤ２００は、炭素（Ｃ）０．１重量％以上１．０重量％以下、シリコン（Ｓｉ）０．１重量％以上２．０重量％以下、マンガン（Ｍｎ）０．１重量％以上１０．０重量％以下、リン（Ｐ）０超過０．１重量％以下、硫黄（Ｓ）０超過０．１重量％以下、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、炭素（Ｃ）０．４重量％以上０．９重量％以下、シリコン（Ｓｉ）０．１５重量％以上０．３５重量％以下、マンガン（Ｍｎ）０．３重量％以上４．５重量％以下、リン（Ｐ）０超過０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）０超過０．０３重量％以下、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む。
フィラーワイヤ２００は、炭素（Ｃ）を０．１重量％以上１．０重量％以下含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、炭素（Ｃ）を０．４重量％以上０．９重量％以下含む。フィラーワイヤ２００に含まれた炭素（Ｃ）の含量が０．４重量％未満である場合、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、フィラーワイヤ２００に含まれた炭素（Ｃ）の含量が０．９重量％超過である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。
フィラーワイヤ２００は、シリコン（Ｓｉ）を０．１重量％以上２．０重量％以下含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、シリコン（Ｓｉ）を０．１５重量％以上０．３５重量％以下含む。フィラーワイヤ２００に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が０．１５重量％未満である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。一方、フィラーワイヤ２００に含まれたシリコン（Ｓｉ）の含量が０．３５重量％超過である場合、ビード表面にスラグが発生する。
フィラーワイヤ２００は、マンガン（Ｍｎ）を０．１重量％以上１０．０重量％以下含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、マンガン（Ｍｎ）を０．３重量％以上４．５重量％以下含む。フィラーワイヤ２００に含まれたマンガン（Ｍｎ）の含量が０．３重量％未満である場合、継手部３０が軟化されて継手部３０の硬度が第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の硬度より小さく、継手部３０に破断が発生する。一方、フィラーワイヤ２００に含まれたマンガン（Ｍｎ）の含量が４．５重量％超過である場合、継手部３０に脆性破壊が発生する。
フィラーワイヤ２００は、リン（Ｐ）を０超過０．１重量％以下含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、リン（Ｐ）を０超過０．０３重量％以下含む。フィラーワイヤ２００に含まれたリン（Ｐ）の含量が０．０３重量％超過である場合、偏析による脆性破壊が発生する。
フィラーワイヤ２００は、硫黄（Ｓ）を０超過０．１重量％以下含む。望ましくは、フィラーワイヤ２００は、硫黄（Ｓ）を０超過０．０３重量％以下含む。フィラーワイヤ２００に含まれた硫黄（Ｓ）の含量が０．０３重量％超過である場合、介在物形成によるクラックが発生する。
具体的には、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４のアルミニウム（Ａｌ）が継手部３０の溶融プールに混入されても、フィラーワイヤ２００に添加されているオーステナイト安定化元素によって継手部３０の微細組織が、ホットスタンピング後、面積分率で９０％以上のマルテンサイト組織、望ましくは、フルマルテンサイト組織を有することができる。すなわち、本発明によれば、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４とを除去せず、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４の成分が継手部３０に混入されても、継手部３０の硬度及び強度低下を防止可能となり、継手部３０の破断現象を防止することができる。
また、第１メッキ鋼板１０と第２メッキ鋼板２０の成分が互いに異なる場合、第１メッキ層１４と第２メッキ層２４のアルミニウム（Ａｌ）が継手部３０の溶融プールに混入されても、フィラーワイヤ２００に添加されているオーステナイト安定化元素によってホットスタンピング後、継手部３０の微細組織がフェライトを過度に含まないようにして継手部３０での破断を防止しうる。
一例として、図５Ａは、第１、２メッキ鋼板１０、２０が移動しながら、継手部３０を形成する過程を模式的に示す図面である。図５Ａを参照すれば、レーザヘッド３００は、固定された状態で第１、２メッキ鋼板１０、２０の対向する部位に向かってフィラーワイヤ２００が供給され、レーザビーム３１０が照射されうる。一方、第１、２メッキ鋼板１０、２０は、継手部３０が形成される方向Ｙ２に対して反対方向Ｄ１に平行に移動しながら、レーザビーム３１０が照射されて継手部３０を形成することができる。
他の例として、図５Ｂは、レーザヘッド３００が移動しながら継手部３０を形成する過程を模式的に示す図面である。図５Ｂを参照すれば、第１、２メッキ鋼板１０、２０は、固定された状態で、第１、２メッキ鋼板１０、２０が互いに対向する部位に向かってフィラーワイヤ２００が供給され、レーザヘッド３００が運動してレーザビーム３１０が照射されうる。この際、レーザヘッド３００は、継手部３０が形成される方向Ｙ２と同じ方向Ｄ２に平行に移動しながら、レーザビーム３１０が照射されて継手部３０を形成することができる。
一具体例において、アルミニウム系メッキブランク１００の製造時、継手部３０の形成速度は、１ｍ／ｍｉｎ以上、レーザビーム３１０パワーは、２０ｋＷ以下になって初めて、最小限の生産性及び事業性確保が可能である。レーザビーム３１０のパワーは、高くなるほど良いが、２０ｋＷを超過するパワーを具現するためには、高性能の設備が必要なので、設備サイズが大きくなり、設備コストが高くなる問題がある。また、最小限の生産性確保のためには、継手部３０の形成速度を１ｍ／ｍｉｎ以上に保持する必要がある。継手部３０の形成速度は、前記レーザヘッド３００が継手部３０の形成方向Ｙ２と平行に相対運動した単位時間当りの変位を意味する。
一具体例において、継手部３０の形成速度は、１～１０ｍ／ｍｉｎでもある。継手部３０の形成速度が１０ｍ／ｍｉｎを超過する場合、レーザビーム３１０によって第１、２メッキ層１４、２４、及び第１、２素地鉄１２、２２が十分に溶融されず、継手部に成分が均一に分布されない。
一具体例において、継手部３０の形成速度は、１５～１７０ｍｍ／ｓｅｃである。望ましくは、１～７ｍ／ｍｉｎでもある。望ましくは、継手部３０形成速度は、１５～１２０ｍｍ／ｓｅｃでもある。
一具体例において、レーザビーム３１０の半径は、０．１～１．０ｍｍでもある。レーザビーム３１０の半径が１．０ｍｍを超過するためには、フィラーワイヤ２００と第１、２メッキ鋼板１０、２０とレーザヘッド３００との距離が近くなければならないが、このような場合には、フィラーワイヤ２００が供給される空間またはフィラーワイヤ２００が消費された場合、それを交換する空間が十分ではなく、製造工程効率が低下しうる。また、第１、２メッキ鋼板１０、２０が互いに対向する部位でのエネルギー密度が低下しうる。一方、レーザビーム３１０の半径が０．１ｍｍ未満である場合、継手部の幅が狭く形成されうる。
また、レーザビーム３１０のパワーが１ｋＷ未満である場合には、第１、２メッキ鋼板１０、２０に伝達されるエネルギー不足でレーザビーム３１０を照射しても、第１、２メッキ層１４、２４の成分が第１、２素地鉄１２、２２成分に十分に希釈されない部分が存在しうる。
一具体例において、レーザビーム３１０の波長は、０．１μｍ～２０μｍでもある。レーザビーム３１０の波長が２０μｍを超過する場合、第１、２メッキ鋼板１０、２０のレーザ吸収率が低くなって溶融が不十分になり、継手部３０を形成し難く、継手部３０に成分が均一に分布されない。また、フィラーワイヤ２００を使用する場合、第１、２メッキ鋼板１０、２０及びフィラーワイヤ２００に混入される成分を継手部３０に均一に分布させ難い。
選択的実施例として、レーザビーム３１０の照射時、互いに離隔された第１レーザビーム及び第２レーザビームを照射する。例えば、第１レーザビームがフィラーワイヤ２００と第１、２メッキ層１４、２４及び第１、２素地鉄１２、２２を溶融させ、第２レーザビームで前記溶融された状態を保持させ、溶融された部位の均一な撹拌がなされて継手部３０の偏析発生が防止され、品質及び機械的物性に優れる。一方、前記第１レーザビーム及び第２レーザビームを使用する場合、前記第１レーザビームと第２レーザビームとのパワーの和が１～２０ｋＷでもある。
一実施例において、継手部３０の厚さとホットスタンピング後の継手部３０の引張強度とを乗算した値は、第１メッキ鋼板１０の厚さとホットスタンピング後の第１メッキ鋼板１０の引張強度とを乗算した値と第２メッキ鋼板１０の厚さとホットスタンピング後の第２メッキ鋼板２０の引張強度とを乗算した値のうち、少なくとも１つより大きくもなる。具体的には、継手部３０の厚さ最大値とホットスタンピング後の継手部３０の引張強度とを乗算した値は、第１メッキ鋼板１０の厚さとホットスタンピング後の第１メッキ鋼板１０の引張強度とを乗算した値より大きいか、第２メッキ鋼板２０の厚さとホットスタンピング後の第２メッキ鋼板２０の引張強度とを乗算した値より大きくもなる。これにより、継手部３０の破断を発生させず、車体設計時考慮されたように、第１メッキ鋼板１０または第２メッキ鋼板２０で破断を発生させうる。本発明による一実施例では、第１メッキ鋼板１０の厚さとホットスタンピング後の第１メッキ鋼板１０の引張強度とを乗算した値が、第２メッキ鋼板２０の厚さとホットスタンピング後の第２メッキ鋼板２０の引張強度とを乗算した値より小さく、アルミニウム系メッキブランク１００に加えられる衝撃エネルギーを、第１メッキ鋼板１０で吸収させうる。
上述した内容に基づいて形成されたアルミニウムメッキブランク１００をホットスタンピングしてホットスタンピング部品を製造することができる。
具体的には、ホットスタンピング工程は、アルミニウム系メッキブランク１００を３℃／超以上の昇温速度でＡｃ３ないし９８０℃まで加熱してプレス成形する段階を経ることができる。この際、Ａｃ３は、第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０のうち、高い引張強度を有する鋼板のＡｃ３以上に設定せねばならない。その後、Ｍｓ（±５０℃）まで３０℃／ｓ以上の冷却速度に冷却してホットスタンピング成形を行うことができる。
一実施例において、ホットスタンピング後、第１メッキ鋼板１０、すなわち、ホットスタンピング部品に含まれた第１メッキ鋼板１０は、面積分率（％）としてマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを７０％以上、ベイナイト及びフェライトを３０％以下、及び残量のその他不可避な組織、炭化物及び介在物を１０％以下含んでもよい。前記炭化物は、図１を参照して説明した鉄（Ｆｅ）系炭化物を含む。前記介在物は、図２Ａ及び図２Ｂを参照して説明したＭｎＳ系介在物を含む。鉄（Ｆｅ）系炭化物及びＭｎＳ系介在物は、ホットスタンピング工程による影響が少なく、ホットスタンピング工程後部品にも残存することができる。このように第１メッキ鋼板１０が上述した分率範囲の組織を含むことで、曲げ性を向上させうる。
その場合、第１メッキ鋼板１０組織の結晶粒を微細化することで、第１メッキ鋼板１０の曲げ性をさらに効率的に確保しうる。例えば、第１メッキ鋼板１０組織の平均結晶粒サイズは、５μｍ～２０μｍ、さらに具体的には、８μｍ～１２μｍに制御することが望ましい。
ホットスタンピング工程を通じて製造されたホットスタンピング部品において、第１メッキ鋼板１０の引張強度は、約７５０Ｍｐａ以上、さらに具体的には７５０Ｍｐａ以上１１８０ＭＰａ未満でもある。また、ホットスタンピング後、第１メッキ鋼板１０の降伏強度は、約５００Ｍｐａ以上、さらに具体的には５００ＭＰａ～９００ＭＰａでもある。また、ホットスタンピング後、第１メッキ鋼板１０の延伸率は、７％以上、さらに望ましくは、７％～１２％でもある。また、ホットスタンピング後、第１メッキ鋼板１０のＶ曲げ角は８０°以上、さらに望ましくは、８０°～１００°でもある。
このようにホットスタンピング後、第１メッキ鋼板１０の物性が上述した範囲を満足する場合、第１メッキ鋼板１０は、衝撃吸収能に優れることを意味する。したがって、第１メッキ鋼板１０及び第２メッキ鋼板２０の接合によって形成されたアルミニウム系メッキブランク１００において、アルミニウム系メッキブランク１００に加えられる衝撃を第１メッキ鋼板１０で吸収することができる。
第２メッキ鋼板２０の引張強度は、第１メッキ鋼板１０の引張強度よりも高い。ホットスタンピング後、第２メッキ鋼板２０の引張強度は、１３５０ＭＰａ以上２３００ＭＰａ以下である。さらに具体的には、上述したように第２メッキ鋼板２０の第２素地鉄２２は、第２合金組成、第３合金組成または第４合金組成を含む。第２合金組成を含む第２メッキ鋼板２０のホットスタンピング後の引張強度は、１３５０ＭＰａ～２３００ＭＰａでもある。また、第３合金組成を含む第２メッキ鋼板２０のホットスタンピング後の引張強度は、１３５０ＭＰａ～１６８０ＭＰａでもある。また、第４合金組成を含む第２メッキ鋼板２０のホットスタンピング後の引張強度は、１６８０ＭＰａ～２３００ＭＰａでもある。
一実施例において、ホットスタンピング後、第２メッキ鋼板２０、すなわち、ホットスタンピング部品に含まれた第２メッキ鋼板２０は、面積分率（％）としてマルテンサイト９０％以上及び残量のその他不可避な組織を含む。
以下、本発明の望ましい実施例を通じて本発明の構成及び作用をさらに詳細に説明する。但し、これは、本発明の望ましい例示として提示されたものであり、如何なる意味でも、それによって本発明が制限されると解釈されてはならない。
下記表１は、本発明の実施例及び比較例それぞれのＭｎＳ系介在物の最大長(μm)、ＭｎＳ系介在物の平均長(μm)及びＭｎＳ系介在物の平均密度（個／ｍｍ２）を測定した表である。下記表１から測定した「幅方向１／２地点」及び「幅方向１／４地点」は、図１、図２Ａ及び図２Ｂを参照して説明したところと同様の方式で測定された。
前記表１から分かるように、本発明の実施例１ないし実施例６の場合、熱間プレス用鋼板の幅の１／２地点でのＭｎＳ系介在物の最大長は、５００μｍ以下、熱間プレス用鋼板の幅の１／４地点でのＭｎＳ系介在物の最大長は、２００μｍ以下と示された。また、本発明の実施例１ないし実施例６の場合、熱間プレス用鋼板の幅の１／２地点でＭｎＳ系介在物の平均長は、２００μｍ以下、熱間プレス用鋼板の幅の１／４地点でのＭｎＳ系介在物の最大長は、１００μｍ以下と示された。また、本発明の実施例１ないし実施例６の場合、熱間プレス用鋼板の幅の１／２地点でのＭｎＳ系介在物の平均密度は、４０個／ｍｍ２以下、熱間プレス用鋼板の幅の１／４地点でのＭｎＳ系介在物の平均密度は、２０個／ｍｍ２以下と示された。前記範囲を満足する実施例１ないし実施例６の場合、８０゜以上のＶ曲げ角を確保することができ、優秀な曲げ性及び耐遅延破壊特性を有することを確認することができる。
一方、比較例１ないし比較例３では、ＭｎＳ系介在物の最大長、ＭｎＳ系介在物の平均長及び／またはＭｎＳ系介在物の平均密度が実施例１ないし実施例６の範囲を外れたことが分かる。このような比較例１ないし比較例３は、８０゜未満のＶ曲げ角を有すると示された。したがって、比較例１ないし比較例３の場合、本発明が設計しようとする十分な曲げ性及び耐遅延破壊特性を具現し難いことを確認しうる。
このように本発明は、図示された一実施例に基づいて説明したが、これは、例示的なものに過ぎず、当該分野で通常の知識を有する者であれば、それから多様な変形及び実施例の変形が可能であるという点を理解するであろう。したがって、本発明の真の技術的保護範囲は、特許請求の範囲の技術的思想によって決定されねばならない。
Claims (20)
- 炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和：０．０１～１．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含む熱間プレス用鋼板において、
前記熱間プレス用鋼板は、ＭｎＳ系介在物を含み、前記ＭｎＳ系介在物の面積分率は、５％以下である、熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、前記幅の１／４地点で２００μｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、前記幅の１／２地点で５００μｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、前記幅の１／４地点で１００μｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、前記幅の１／２地点で２００μｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、前記幅の１／４地点で２０個／ｍｍ２以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、圧延方向と垂直な幅を有し、
前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、前記幅の１／２地点で４０個／ｍｍ２以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記熱間プレス用鋼板は、面積分率（％）であり、
フェライト５０～９０％及びパーライト３０％以下を含む、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。 - 前記フェライトの結晶粒平均サイズは、１～１０μｍである、請求項８に記載の熱間プレス用鋼板。
- 前記熱間プレス用鋼板は、鉄（Ｆｅ）系炭化物をさらに含み、前記鉄（Ｆｅ）系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下である、請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
- 第１メッキ鋼板と、
前記第１メッキ鋼板と連結された第２メッキ鋼板と、
前記第１メッキ鋼板と前記第２メッキ鋼板との境界で前記第１メッキ鋼板と前記第２メッキ鋼板とを連結する継手部と、を含み、
前記第１メッキ鋼板は、第１素地鉄と、前記第１素地鉄の少なくとも一面に付着され、アルミニウム（Ａｌ）を含む第１メッキ層を含み、前記第２メッキ鋼板は、第２素地鉄と、前記第２素地鉄の少なくとも一面に付着され、アルミニウム（Ａｌ）を含む第２メッキ層を含み、
前記第１素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．０３～０．１５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～１．５ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．１ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）のうち、１種以上の和：０．０１～１．０ｗｔ％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、
前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）含量が０．１５ｗｔ％以上であり、前記第１メッキ鋼板でＭｎＳ系介在物の面積分率は、５％以下である、アルミニウム系メッキブランク。 - 前記第１メッキ鋼板の引張強度と前記第１メッキ鋼板の厚さとを乗算した値は、前記第２メッキ鋼板の引張強度と前記第２メッキ鋼板の厚さとを乗算した値よりも小さい、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。
- 前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．１５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．３～２．０ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、
選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．５ｗｔ％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．２～０．３ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．５ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、
選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％及びカルシウム（Ｃａ）：０．０００１～０．００３ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記第２素地鉄は、炭素（Ｃ）：０．２５～０．５ｗｔ％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．８ｗｔ％、マンガン（Ｍｎ）：０．４～１．８ｗｔ％、リン（Ｐ）：０．０５ｗｔ％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１ｗｔ％以下、ホウ素（Ｂ）：０．００１～０．００５ｗｔ％、及び残りの鉄（Ｆｅ）とその他不可避な不純物を含み、
選択的にクロム（Ｃｒ）：０．０１～０．５ｗｔ％、チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．１ｗｔ％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．１ｗｔ％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．４ｗｔ％及びニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５ｗｔ％のうち、１種以上をさらに含む、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の最大長は、５００μｍ以下である、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の平均長は、２００μｍ以下である、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記第１メッキ鋼板は、圧延方向に垂直な方向への幅を有し、
前記幅１／２地点の切断面で測定した前記ＭｎＳ系介在物の平均密度は、４０個／ｍｍ２以下である、請求項１１に記載のアルミニウム系メッキブランク。 - 前記継手部は、炭素（Ｃ）０．０５重量％以上３．０重量％未満、シリコン（Ｓｉ）０．０１重量％以上１．０重量％未満、マンガン（Ｍｎ）０．５重量％以上３．０重量％未満、リン（Ｐ）０超過０．２重量％未満、硫黄（Ｓ）０超過０．２重量％未満、チタン（Ｔｉ）０重量％超過０．５重量％未満、ボロン（Ｂ）０．０００５重量％以上０．０１重量％未満、アルミニウム（Ａｌ）０重量％超過１．５重量％未満、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含む、請求項１０に記載のアルミニウム系メッキブランク。
- 前記第１メッキ鋼板は、鉄（Ｆｅ）系炭化物をさらに含み、前記鉄（Ｆｅ）系炭化物の平均直径は、１００ｎｍ以下である、請求項１０に記載のアルミニウム系メッキブランク。
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