JP2024500439A - 熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
水素遅延破壊特性が向上した熱間プレス成形用メッキ鋼板が開示される。本開示のメッキ鋼板は、素地鋼板；及び素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、Ｆｅ：４．０～１２．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ層を含む。
Description
本発明は、熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法に関し、特に、成分条件及び熱処理条件を最適化することによって、水素遅延破壊特性が向上した熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法に関する。
最近、安全性及び燃費効率性などの要求が増加するにつれて、自動車の軽量化のための高強度鋼の活用が増えているが、高強度鋼は、加工中に素材の破断が発生したり加工後にスプリングバック現象が発生することにより、複雑で且つ精密な形状の製品の成形は難しいという問題点がある。
熱間プレス成形（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ）は、このような問題点を解決するための方法として最近適用が拡大している。熱間プレス鋼板は、通常、８００～９５０℃に加熱した状態で熱間加工を行うことによって成形が容易であり、金型を通じて急冷を行うため成形品の強度を高くすることができるという長所がある。
しかし、鋼材を高温で加熱する場合に鋼材の表面に酸化が発生し、それによって、プレス成形の以後に鋼板表面の産物を除去する過程を追加しなければならない問題がある。そのために、従来には熱間プレス成形のための素材として鋼板表面にアルミニウムメッキ層又は亜鉛メッキを導入する方案が提示されてきた。
しかし、高強度鋼のメッキ鋼板は、水素による遅延破壊問題が発生し使用が制約されている。具体的に、遅延破壊水素が鋼中に拡散して部品の成形が終わった後に鋼材の延性と靭性を低下させて塑性変形なしでも破壊が発生する遅延破壊現象である。
特に、高強度鋼を素地とするアルミニウムメッキ鋼板では、Ａｌ及びＡｌ－Ｆｅ系界面合金層の水素拡散係数が非常に低いため、金属コーティングが導入されない鋼板に比べて遅延破壊の問題が一層深刻であることが実情である。
したがって、強度だけでなく、水素遅延破壊特性を確保することによって自動車用部品に適用が可能な熱間プレス成形用メッキ鋼板の開発が要求される。
本発明の実施形態は、水素遅延破壊特性が向上した熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。
本発明の一態様による熱間プレス成形用メッキ鋼板は、素地鋼板；及び前記素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、Ｆｅ：４．０～１２．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ層；を含む。
また、本発明の一態様によると、前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｂ：０．０１％以下（０は除外）、Ｔｉ：０．１％以下（０は除外）、残りは、Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含むことができる。
また、本発明の一態様によると、前記素地鋼板の表面に付着されるメッキ層の付着量は、４０～１２０ｇ／ｍ２であってもよい。
また、本発明の一態様によると、前記メッキ層の厚さは、５～４０μｍであってもよい。
また、本発明の一態様によると、前記素地鋼板と前記メッキ層の間に形成され、重量％で、Ａｌ：３０．０～６０．０％、Ｓｉ：５．０～２０．０％を含むＡｌ－Ｆｅ系界面合金層が形成され得る。
また、本発明の一態様によると、前記メッキ層は、シリコン濃度が６０％以上であり、亜鉛濃度が２０％未満であり、長軸の長さが１μｍ以上であるシリコン結晶を含むことができる。
本発明の他の一態様による熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法は、素地鋼板を形成し、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ液に素地鋼板を浸漬してメッキ鋼板を製造する段階；前記メッキ鋼板を８００℃超過１，１００℃未満まで加熱する段階；前記メッキ鋼板を熱間プレス成形する段階；及び前記熱間プレス成形されたメッキ鋼板を冷却する段階；を含む。
また、本発明の一態様によると、メッキ鋼板の加熱は、２分超過１５分未満の間行われ得る。
また、本発明の一態様によると、メッキ鋼板の加熱は、２℃／ｓｅｃ～１５℃／ｓｅｃの速度で行われ得る。
また、本発明の一態様によると、熱間プレス成形されたメッキ鋼板を冷却する段階で、７００℃～３５０℃の温度区間で１５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却できる。
本発明の実施形態によると、水素遅延破壊特性が向上した熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法を提供することができるので、自動車用部品に適用が可能である。
図１は、実施例１のメッキ層の断面を走査電子顕微鏡で観察した写真である。
本発明の一実施形態による熱間プレス成形用メッキ鋼板は、素地鋼板；及び前記素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、Ｆｅ：４．０～１２．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ層；を含む。
以下、本発明の実施形態について添付図面を参照して詳細に説明する。以下の実施形態は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施形態のみに限定されず、他の形態で具体化できる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現した。
明細書全体で、ある部分がある構成要素を「含む」と記載するとき、これは特に反対する記載のない限り、他の構成要素を除外するものではなく、他の構成要素をさらに含み得ることを意味する。単数の表現は、文脈上明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
熱間プレス成形（ＨＰＦ）は、鋼板の温度が高くなるにしたがって軟質化される特性を活用して高温で複雑な形状に加工する方法であって、より具体的には、鋼板をオーステナイト領域以上、すなわち、相転移が可能な状態に加熱した後、加工と同時に急冷して鋼板の組織をマルテンサイトに変態させることによって、高強度の精密な形状を有する製品を製造し得る方法である。
高強度鋼を高温で加熱すると、鋼の表面に腐食や脱炭などのような表面欠陥が発生する恐れがあるので、これを防止するための目的で、その表面に亜鉛系又はアルミニウム系メッキを行った後、熱間プレス成形を行っている。このとき、メッキ層で使われた亜鉛（Ｚｎ）やアルミニウム（Ａｌ）は、外部環境から鋼板を保護する役目をするので、鋼板の耐食性を向上させ得る。
アルミニウムメッキ鋼板は、亜鉛メッキ鋼板に比べ、Ａｌの高い融点とメッキ層の上部に形成される緻密で薄いＡｌ酸化膜により高温でもメッキ層に厚い酸化被膜を形成させないという長所を有している。
しかし、アルミニウムメッキ鋼板を熱間プレス成形する場合、加熱段階で大気中の水分が鋼板の表面に吸着されて水素に解離することによって遅延破壊が容易に発生する。母材の表面に金属コーティングが導入されない鋼板では、母材の表面で水素が大気中に拡散可能であるが、アルミニウムメッキ鋼板は母材から外部に水素が抜けにくいため遅延破壊が発生しやすい。
したがって、本発明の発明者らは、メッキ過程で素地金属に吸着された水素が外部に容易に抜け出すメッキ層構造を導入すると共に、製造過程で水素吸着を抑制してアルミニウムメッキ鋼板の水素遅延破壊特性を向上させ得ることを確認し、本発明を導出した。
以下では、本発明による実施形態を添付した図面を参照して詳しく説明する。
本発明の一実施形態による熱間プレス成形用メッキ鋼板は、素地鋼板と前記素地鋼板の表面に形成されたアルミニウム系メッキ層を含む。
本発明の素地鋼板は、熱間プレス成形用メッキ鋼板の製作に用いられる素地鋼板であり、熱間プレスの成形時にマルテンサイト変態が行われる鋼種であれば適用が可能である。例えば、素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｂ：０．０１％以下（０は除外）、Ｔｉ：０．１％以下（０は除外）、残りは、Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含む。
以下、合金成分含量の数値限定理由に対して説明する。以下では、特に言及しない限り単位は重量％である。
Ｃの含量は、０．１～０．４％である。
炭素（Ｃ）は、オーステナイト相の安定化元素であって、水素遅延破壊特性を向上させるために０．１％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、電気比抵抗が増加して溶接性が劣位する問題点を考慮して、その上限を０．４％に限定できる。
Ｍｎの含量は、０．５～３．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、炭素とともにオーステナイト組織を安定化させる元素であって、加工中にα'－マルテンサイト組織の形成を抑制するために０．５％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、費用の上昇だけでなく強度向上の効果が飽和する点を考慮して、その上限を３．０％に限定できる。
Ｓｉの含量は、０．１～０．８％である。
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素であって、固溶強化による鋼の降伏強度及び引張強度を向上させるために０．１％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、熱間圧延時に表面にシリコン酸化物が多量形成されて酸洗性が低下し、電気比抵抗が増加して溶接性が劣位する問題があり、その上限を０．８％に限定できる。
Ｂの含量は、０．０１％以下（０は除外）である。
ボロン（Ｂ）は、オーステナイトでフェライト変態を遅延させるのに効果的な元素である。ただし、その含量が過度な場合、熱間加工性を低下させる問題があるので、本発明では、ボロン含量を０．０１％以下に限定しようとする。
Ｔｉの含量は、０．１％以下（０は除外）である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中窒素と反応して窒化物を形成することによって鋼の成形性を向上させ、鋼中炭素と反応して炭化物を形成することによって鋼の強度を向上させる元素である。ただし、その含量が過度な場合、析出物が過度に形成されて鋼の疲労特性を劣化させる問題があり、本発明では、チタン含量を０．１％以下に限定しようとする。
本発明の残り成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るので、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるので、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。
次に、上記のような素地鋼板を熱間プレス成形のための鋼板に適用するためには、前記素地鋼板上にメッキ層を導入することが好ましい。前記メッキ層は、通常のアルミニウム系メッキ層であってもよく、より具体的に、溶融アルミニウムメッキ層又は溶融アルミニウム合金メッキ層であってもよい。
アルミニウムメッキ層内に存在する純粋なＡｌとＡｌ－Ｆｅ系界面合金層は、水素の拡散係数が低いため遅延破壊が発生しやすい。
本発明では、アルミニウムメッキ層にＳｉを導入してＡｌ－Ｆｅ合金相の形成を抑制し、アルミニウムメッキ層にＺｎを固溶させてメッキ層内の水素の外部大気環境への拡散が容易となるようにした。
本発明のアルミニウム系メッキ層は、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、Ｆｅ：４．０～１２．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含む。
以下、本発明の実施形態での素地鋼板の表面に形成され、鋼板の耐食性及び水素遅延破壊特性の向上に寄与するメッキ層合金成分含量の数値限定理由に対して説明する。
Ｓｉの含量は、５．０～１５．０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、メッキ層に含まれるＡｌと素地鋼板に含まれるＦｅの合金化を調節するために添加される元素である。Ｓｉ含量が低い場合、素地鉄のＦｅとメッキ浴のＡｌの反応が過度に発生して脆性が大きいＡｌ－Ｆｅ相を形成することになり、このような脆性が高い相が過度に含まれたメッキ層は、Ｂｌａｎｋ加工やメッキ鋼板の取り扱い中にメッキ層の剥離が容易に発生することになる。また、純粋なＡｌにＳｉを添加する場合、メッキ浴の融点低下を誘発してメッキ浴の温度を低めることができる。それによって、添加された亜鉛のアッシュ（ａｓｈ）発生などの欠陥を効果的に抑制するために５．０％以上添加できる。ただし、Ｓｉ含量が工程組成を超えて過度な場合、メッキ浴の温度を急激に上昇させることになる。これは高いメッキ浴温度を維持するしかないため操業中のメッキ浴槽内のシンクロールなど高温による構造物の劣化を引き起こし、操業性を劣位させるので、その上限を１５．０％に限定できる。
Ｚｎの含量は、１０．０～３０．０％である。
亜鉛（Ｚｎ）は、犠牲防食性の効果がある元素であって、メッキ層の基本的な耐食性を向上させ、メッキ層内でアルミニウムメッキ層より水素の拡散を促進させる元素である。また、亜鉛は、熱間成形中に表面に亜鉛酸化物を形成し、このような酸化物は、緻密なアルミニウム酸化物に比べて空間が空いている多孔質形態を有する。アルミニウムのみ含まれた鋼板の場合、表面の緻密で堅いアルミニウム酸化物のみがある構造で亜鉛酸化物が表面に生成される場合、メッキ層の外部に水素が拡散し得る構造を形成してメッキ層内の水素の放出を助ける役割をする。そのために、メッキ層内の亜鉛を１５．０％以上含有することができ、好ましくは、１８％以上含有することができ、より好ましくは、２２％以上含有することができる。ただし、その含量が過度な場合、溶接時に亜鉛による液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、ＬＭＥ）が発生する問題があるので、その上限をメッキ層内の３５．０％に限定することができ、好ましくは、３０％に限定することができ、より好ましくは、２７％に限定することができる。
Ｆｅの含量は、４．０～１２．０％である。
鉄（Ｆｅ）は、Ａｌ－Ｆｅ系界面合金層を形成する元素であって、メッキ層のＡｌと素地鉄のＦｅが拡散してＡｌ－Ｆｅ系合金相を素地金属の表面に均一に形成してメッキ層に存在することになる。このような合金層がない場合、Ｆｅの持続的な拡散により界面層が厚くなってメッキ層の脆性が増加する恐れがあるので、４％以上含まれることが好ましい。ただし、メッキ層内のＦｅ含量が過度な場合、Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物のうちＦｅＡｌ２、ＦｅＡｌ３及びＦｅ２Ａｌ５以外の合金相が形成される問題があるので、その上限を１２．０％に限定できる。
前記メッキ層の厚さは、５～４０μｍであることが好ましく、前記メッキ層の平均厚さが５μｍ未満であると、メッキ鋼板の耐食性を十分に確保できなくなり、一方、４０μｍを超過すると、耐食性の確保の側面では有利であるが、メッキ量が過多に増加すると共に鋼板の製造費用が上昇する問題がある。
本発明の熱間プレス成形用メッキ鋼板は、場合によって、素地鋼板とアルミニウム系メッキ層の界面に形成されたＡｌ－Ｆｅ系界面合金層をさらに含むことができ、この場合、Ａｌ－Ｆｅ系界面合金層は、重量％で、Ａｌ：３０．０～６０．０％、Ｓｉ：５．０～２０．０％を含むことができる。合金層内に含有されたＦｅ及びＭｎは、溶融メッキ時にメッキ浴成分から起因したものであるか、素地鋼板から拡散したものであってもよい。
また、前記メッキ層は、シリコン濃度が６０％以上であり、亜鉛濃度が２０％未満であり、長軸の長さが１μｍ以上であるシリコン結晶を含むことができる。
前記シリコン結晶は、メッキ層内で多角形の形状などで現われ得、多角形において長軸は、多角形内で頂点の間の距離が最も長い長さを意味する。
また、前記メッキ層の長軸の長さの上限は、メッキ層の厚さの４／５以下となるようにすることが好ましい。シリコン結晶の長さがメッキ層の厚さと類似する場合、表面不良又はメッキ層剥離を引き起こすことができるからである。
次に、本発明の他の一側面による熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法に対して説明する。
本発明の一実施形態による熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法は、素地鋼板を形成し、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ液に素地鋼板を浸漬してメッキ鋼板を製造する段階；前記メッキ鋼板を８００℃超過１，１００℃未満まで加熱する段階；前記メッキ鋼板を熱間プレス成形する段階；及び前記熱間プレス成形されたメッキ鋼板を冷却する段階；を含む。
合金元素含量の数値限定理由に対する説明は、上述した通りである。
前記準備された素地鋼板をアルミニウム－シリコン、亜鉛合金メッキ浴に浸漬することによって、前記素地鋼板の少なくとも一面にメッキ層を形成する。
その後、メッキ浴に浸漬された素地鋼板は、シンクロールを経て亜鉛メッキ浴の外部に出ることになる。このとき、エアナイフから噴射された気体の流量と流速を制御して素地鋼板表面のメッキ層の付着量を調節することができる。このとき、素地鋼板の表面に付着されるメッキ層の付着量は、４０～１２０ｇ／ｍ２に制御できる。
また、前記メッキ鋼板を製造する段階では、シリコン結晶を成長させるために、６００℃から４５０℃まで、１０～３５℃／ｓの冷却速度で冷却する工程を含むことができる。エアナイフから噴射された気体のみではメッキ層の過冷を十分に誘導しにくい。したがって、前記冷却する工程を通じてメッキ層の過冷を誘導し、最初に析出されたシリコン結晶の成長が行われ得る。
以下で、熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法のうち加熱、熱間プレス成形、冷却時の熱処理条件に対して詳しく説明する。
熱間プレス成形過程のうち加熱条件は、鋼板の水素を外部に拡散させる主要因子である。本発明では水素遅延破壊を低減させるための方法として、熱間プレス成形過程のうち加熱条件を最適化することによって鋼板内に吸着された水素を外部に放出しようとした。
熱処理時に温度範囲が過度に低いと、オーステナイト変態が不足して強度を確保することができず、水素の外部への拡散が十分に進行されない問題があるので、本発明では加熱温度を８００℃超過に制御しようとする。これに比べ、熱処理時に温度範囲が過度に高いと、鋼板の水素固溶度が高くなる問題があるので、加熱温度を１，１００℃未満に制御しようとする。加熱温度は、好ましくは、８５０～１，０００℃、より好ましくは、８７０～９７０℃に制御できる。
一方、加熱時間が長い場合には、結晶サイズが持続的に成長して水素遅延破壊に脆弱となる問題がある。また、表面に水分が吸着して酸化物が形成されながら酸素は酸化物形態で残っているが、解離された水素は鋼板内に残存して遅延破壊が発生しやすい。上述した事項を考慮して、本発明では加熱時間を２分超過１５分未満に制御しようとした。加熱時間は、好ましくは、２分～１２分、より好ましくは、３分～１０分に制御できる。
一方、熱間プレス工程では、生産性の向上のために素材の加熱時間を減らす必要がある。そのために、通電加熱や高周波誘導加熱などを用いる。
しかし、急速加熱方法は、全て鋼板に電流が流れることによって鋼板の抵抗により温度が上昇する原理を導入したものであって、鋼板に流れる電流によりまた磁界が発生し、それによって、母材表面の溶融された金属が移動することになる。
電流ではないＩＲなどを活用して急速加熱する場合にも表面から加熱されるＩＲの原理を考慮すると、メッキ層の表面が先に溶融されてメッキ層が流れ、結局、表面が不均一となる。
本発明では、水素遅延破壊を低減させるための方法として、メッキ鋼板の加熱時に昇温条件を２℃／ｓｅｃ～１５℃／ｓｅｃの速度で最適化することによって鋼板内の水素を外部に放出しようとした。
最後に、熱間プレス成形を行い、冷却する過程を経る。
このとき、メッキ鋼板で６０％以上のマルテンサイト組織を確保するように、７００℃～３５０℃温度区間で１５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却できる。
このように、メッキ層の合金成分及び熱間プレスの成形時に加熱条件を制御する場合、アルミニウムメッキ鋼板の水素遅延破壊特性を向上させ得る。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明しようとする。
重量％で、Ｃ：０．２％、Ｍｎ：２．０％、Ｓｉ：０．５％、Ｂ：０．００５％、Ｔｉ：０．０５％を含む冷延鋼板を下記表１の組成を有するメッキ浴にそれぞれ投入し、メッキ浴の温度は、融点より４０℃高い温度を維持してメッキを実施した。メッキ浴に浸漬された試験片は、連続的にエアナイフを通じて余分のメッキ層を除去してメッキ量を調節した。
メッキ量とメッキ層の成分は、メッキ層をＮａＯＨ溶液で表面酸化物を除去して塩酸でメッキ層を溶解してＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析を通じて測定して表１に記載した。
一方、メッキ層に含まれたＳｉ結晶は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、３０００倍率でエネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を通じて分析した。
次に、メッキされた試験片を熱間プレス成形するために、２００ｍｍ＊１２０ｍｍ試験片で加工して雰囲気温度９００℃に設定されたボックス加熱炉に装入し、５分間加熱した。このとき、ボックス加熱炉の雰囲気は大気雰囲気であり、雰囲気温度は熱電対を測定して電力量を調節して均一に維持した。加熱された試験片は、冷却水が流れる金型を用いて急冷を行ってマルテンサイト変態を完了した。
その後、遅延破壊特性を評価した。具体的に、急冷されたテスト試験片を長さ１８０ｍｍ、幅３０ｍｍに加工して降伏強度の８０％程度の変位がかかるようにｂｅｎｄｉｎｇを行い、０．２Ｎ塩酸溶液に１２０時間の間浸漬した後、試験片のクラック有無を肉眼で観察して下記表１に記載した。表１で、クラックが発生した場合は、「○」で記載し、クラックが発生しない場合は、「×」で記載した。
クラックが発生した場合は、降伏強度以内の条件でクラックが発生したので遅延破壊が発生した場合である。
表１を参照すると、同じ熱処理条件でメッキ層の組成が変化することによって遅延破壊特性が異なって導出された。図１は、実施例１のメッキ層の断面を走査電子顕微鏡で観察した写真である。具体的に、表１及び図１を参照すると、メッキ層の組成が本発明が提示する合金組成を満足してクラックが発生しない発明鋼１～４の場合、メッキ層は、アルミニウム中に亜鉛が固溶された形態で存在し、シリコンは、一部結晶を形成してメッキ層内に長軸の長さが１μｍ以上で析出された。
これは、メッキ層内の多様な結晶が存在することによって表面と素地金属の間に多様な粒界を確保することができ、このような粒界は、加熱過程中に水素が拡散し得る通路を提供して水素による遅延破壊特性を向上させると判断した。また、亜鉛が固溶されたアルミニウムは、アルミニウム結晶格子を歪曲して原子サイズが小さい水素が格子の間に移動するのを助け、水素が表面まで拡散して放出される効果を示した。
比較鋼１は、Ｚｎを含まない場合であって、アルミニウムメッキ層にＺｎを固溶させることができず、比較鋼２～比較鋼４は、Ｓｉ含量が５．０％に達していない場合であって、Ａｌ－Ｆｅ合金相の形成を抑制できないので、遅延破壊実験時にクラックが発生した。
次に、２２ＭｎＢ５冷延鋼板に対して上記表１の組成を有するようにメッキを行い、熱間プレス成形過程中に下記表２の条件で加熱を行って表面材質及び遅延破壊特性を評価した。
下記表２で、通常的な熱間プレス工程後、引張強度が８５％未満である場合を不合格と判定し、合格は、○、不合格は、×で表記した。
工程条件を確認するために、実験で使われたメッキ層は、アルミニウムとシリコンが主成分であるメッキ鋼板とアルミニウムと亜鉛及びシリコンが添加されたメッキ鋼板を用いた。加熱温度は、ファーネスの雰囲気温度を意味し、加熱時間は、常温のメッキ鋼板を定められた加熱温度のファーネスに試験片を入れた後に経過した時間を意味する。表２を参照すると、二つの種類のメッキ鋼板で共通的に加熱炉の雰囲気温度が低く加熱時間が短い場合、耐遅延破壊性が良好に導出された。これは、鋼中の水素の影響よりは、材質が目標の値に未達で素材が十分な引張強度を確保できなかったからである。
メッキ層にシリコンと亜鉛を導入し、熱間プレス成形過程中に加熱条件を満足する実施例の場合、鋼板内の水素を外部に放出して強度だけでなく遅延破壊特性を確保することができた。
これに比べ、比較例７～９は、加熱温度が８５０℃未満であり、比較例１０は、加熱時間が２分と十分に加熱されず、急冷時に引張強度が低いため遅延破壊が発生しなかった。
一方、比較例１１は、加熱時間が長い場合であって、結晶サイズが持続的に成長して遅延破壊が発生した。
次に、２２ＭｎＢ５冷延鋼板に対して下記表３の組成を有するように同一にメッキを行い、熱間プレス成形条件の加熱として２００＊１００ｍｍの試験片で熱電対を付着してＩＲヒーターを用いて加熱した。このとき、熱電対の温度を受けてＩＲヒーターの電力を調節して下記表３の条件で昇温速度を調節した。
具体的に、熱電対を通じて得られた鋼板の温度を測定して鋼板温度が９００℃に到逹した場合、昇温を止めて９００℃を維持し、試験片の昇温を始めた時点を基準として加熱時間を測定した。下記表３で、鋼板の平均昇温速度は、９００℃に到逹するまでの時間を基準として示したものである。
次に、成形のために水冷される金型の間で圧着することによって急冷を行い、表面材質、メッキ表面品質及び遅延破壊特性を評価した。
表３を参照すると、昇温速度が３～１０℃／ｓである実施例２～４の場合、鋼板内の水素を外部に放出して強度だけでなく遅延破壊特性を全て確保することができた。これに比べ、昇温速度が２℃／ｓと低い比較例１２の場合、遅延破壊実験時にクラックが発生しなかったが、５分間加熱しても鋼板のオーステナイト変態温度に到達しなかったので素材の引張強度を確保できなかった。
また、昇温速度が１５℃／ｓである比較例１３の場合、表面で溶融されたメッキ層が流れる現象が発生してメッキ層の表面段差及び色相不均一が発生した。
本開示の実施例によると、メッキ層の合金成分及び熱間プレス成形時に加熱条件を最適化することによってアルミニウムメッキ鋼板の水素遅延破壊特性を向上させ得る。
以上、本発明の例示的な実施形態を説明したが、本発明はこれに限定されず、該当技術分野において通常の知識を有した者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
本発明の一例によると、水素遅延破壊特性が向上した熱間プレス成形用メッキ鋼板及びその製造方法を提供することができる。
Claims (10)
- 素地鋼板；及び
前記素地鋼板の表面に形成され、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、Ｆｅ：４．０～１２．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ層；を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用メッキ鋼板。 - 前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｂ：０．０１％以下（０は除外）、Ｔｉ：０．１％以下（０は除外）、残りは、Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板。
- 前記素地鋼板の表面に付着するメッキ層の付着量は、４０～１２０ｇ／ｍ２であることを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板。
- 前記メッキ層の厚さは、５～４０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板。
- 前記素地鋼板と前記メッキ層の間に形成され、
重量％で、Ａｌ：３０．０～６０．０％、Ｓｉ：５．０～２０．０％を含むＡｌ－Ｆｅ系界面合金層が形成されることを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板。 - 前記メッキ層は、シリコン濃度が６０％以上であり、亜鉛濃度が２０％未満であり、長軸の長さが１μｍ以上であるシリコン結晶を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板。
- 素地鋼板を形成し、重量％で、Ｓｉ：５．０～１５．０％、Ｚｎ：１０．０～３０．０％、残りは、Ａｌ及び不可避な不純物を含むメッキ液に素地鋼板を浸漬してメッキ鋼板を製造する段階；
前記メッキ鋼板を８００℃超過１，１００℃未満まで加熱する段階；
前記メッキ鋼板を熱間プレス成形する段階；及び
前記熱間プレス成形されたメッキ鋼板を冷却する段階；を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法。 - メッキ鋼板の加熱は、２分超過１５分未満の間行われることを特徴とする、請求項７に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法。
- メッキ鋼板の加熱は、２℃／ｓｅｃ～１５℃／ｓｅｃの速度で行われることを特徴とする、請求項７に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法。
- 熱間プレス成形されたメッキ鋼板を冷却する段階で、
７００℃～３５０℃の温度区間で１５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴とする、請求項７に記載の熱間プレス成形用メッキ鋼板の製造方法。
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