KR102426324B1 - Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 과제는 더 우수한 성형부 내식성 및 도장 후 내식성을 나타내는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 관한 핫 스탬프 부재는, 모재의 편면 또는 양면 상에 위치하는 Fe-Al계 도금층을 갖고 있고, 상기 모재는 소정의 강 성분을 갖고 있고, 상기 Fe-Al계 도금층은, 두께가 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고, 또한 표면으로부터 상기 모재를 향해 차례로, A층, B층, C층, D층의 4층으로 구성되어 있고, 상기 4층의 각각은, Al, Fe, Si, Mn, Cr을 소정의 함유량으로 함유하고, 잔부가 불순물인 Fe-Al계 금속간 화합물로 이루어지고, D층은, 또한, 단면적이 3㎛² 이상 30㎛² 이하인 커켄달 보이드를, 10개/6000㎛² 이상 40개/6000㎛² 이하 함유한다.

Description

Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법

본 발명은, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에 관한 것이다.

근년, 자동차용 강판의 용도(예를 들어, 자동차의 필러, 도어 임팩트 빔, 범퍼 빔 등) 등에 있어서, 고강도와 고성형성을 양립하는 강판이 요망되고 있다. 이러한 요망에 대응하는 강판의 하나로서, 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이 있다. 이 TRIP강에 의해, 성형성이 우수한 1000㎫급 정도의 강도를 갖는 고강도 강판을 제조하는 것은 가능하다. 그러나, 또한 고강도(예를 들어, 1500㎫ 이상)라는 초고강도 강으로 성형성을 확보하는 것은 곤란하고, 또한 성형 후의 형상 동결성이 나쁘고 성형품의 치수 정밀도가 떨어진다는 문제가 있다.

상기와 같이, 실온 부근에서 성형하는 공법(소위 냉간 프레스공법)에 비해, 최근 주목을 받고 있는 공법이, 핫 스탬프(열간 프레스, 핫 프레스, 다이 ??치, 프레스 ??치 등이라고도 호칭됨)이다. 이 핫 스탬프는, 강판을 800℃ 이상의 오스테나이트 영역까지 가열한 직후에 열간으로 프레스 성형함으로써 재료의 연성을 확보시키고, 하사점 유지 사이에 금형으로 급랭함으로써 재료를 ??칭하고, 프레스 후에 원하는 고강도의 재질을 얻는 제조 방법이다. 본 공법에 의하면, 성형 후의 형상 동결성도 우수한 자동차용 부재를 얻을 수 있다.

상기와 같은 핫 스탬프는, 초고강도의 부재를 성형하는 방법으로서 유망하지만, 가열 시에 생성되는 스케일의 문제가 있다. 핫 스탬프는, 통상, 대기 중에서 강판을 가열하는 공정을 갖고 있고, 이때, 강판 표면에 산화물(스케일)이 생성된다. 생성된 스케일은, 전착 도막의 밀착성이나 도장 후 내식성의 저하를 초래하기 때문에, 스케일을 제거하는 공정이 필요해, 부재의 생산성이 저하된다.

상기한 스케일의 문제를 개선하고, 또한 핫 스탬프 성형품의 내식성을 높인 기술로서, 예를 들어 이하의 특허문헌 1에서는, 핫 스탬프용 강판으로서 Zn계 도금 강판을 사용함으로써, 가열 시의 스케일의 생성을 억제하는 기술이 제안되어 있다.

그러나, 이러한 특허문헌 1에 제안되어 있는 기술에서 사용되는 Zn은, 융점이 낮은 금속이기 때문에, Zn계 도금 강판을 핫 스탬프에 사용하면, 열간에서의 프레스 성형 시에 액체 금속 취화(Liquid Metal Embrittlement: LME)를 초래하는 경우가 있어, 자동차 부재의 내충돌 특성이 저하된다는 문제가 있다.

그래서, 예를 들어 이하의 특허문헌 2 내지 특허문헌 4에서는, 비교적 융점이 높고 내산화성이 우수한 금속인 Al을 사용한 Al계 도금 강판에 의해, 스케일의 문제를 개선하고, 또한 상기 LME의 문제를 해결하는 기술이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평9-202953호 공보 일본 특허 공개 제2003-181549호 공보 일본 특허 공개 제2007-314874호 공보 일본 특허 공개 제2009-263692호 공보

그러나, 상기 특허문헌 2 내지 특허문헌 4에 제안되어 있는 Al계 도금 강판을 핫 스탬프에 사용하면, 강판이 800℃ 이상인 고온에 노출되기 때문에, 도금의 표면까지 강판 중의 Fe이 확산되는 결과, Al 도금층이, 경질이고 취성인 Fe-Al계 금속간 화합물의 Fe-Al계 도금층으로 변화된다. 이에 의해, 열간에서의 프레스 성형 시에, 도금층에 크랙이나 분상의 박리가 발생하여, 성형부 내식성이 저하될 가능성이 있다. 또한, 여기서 말하는 Fe-Al계 도금층이란, 도금 중에 Fe이 40질량％ 이상 확산되고, Al의 함유량이 60질량％ 이하인 도금층을 의미한다.

여기서, 상기한 성형부 내식성의 저하는, 보다 구체적으로는, 「해트형으로 되도록 핫 스탬프한 후, 자동차 부품으로서 사용되기 전에, 일반적인 처리인 인산화성 처리, 전착 도장 처리를 실시한 후에 부식시키면, 성형부의 굽힘 R부로부터의 적녹의 발생이 빨라진다」라는 현상에 기인한다고 생각된다.

또한, Fe-Al계 도금층 상에는, Al 산화물이 형성되기 때문에, 인산화성 처리의 처리액과의 반응성이 저해되어, 전착 도장 처리 후의 전착 도막 밀착성이 저하되고, 도장 후 내식성이 저하될 가능성이 있다. 여기서, 도장 후 내식성의 저하는, 보다 구체적으로는, 「핫 스탬프 후에, 인산화성 처리, 전착 도장 처리를 실시하고, 커터로 흠집을 도막에 부여(칩핑 등에 의한 흠집을 모의)한 후에 부식시키면, 흠집부로부터의 도막의 부식 팽창(Blister)이 확대되기 쉬워진다」라는 현상에 기인한다고 생각된다.

이와 같이, 상기 특허문헌 2 내지 특허문헌 4에서 제안되어 있는 기술을 사용한 경우라도, 핫 스탬프 후의 성형부 내식성 및 도장 후 내식성에 관하여, 아직 개선의 여지가 있었다.

그래서, 본 발명은, 상기 문제를 감안하여 이루어진 것이고, 본 발명의 목적으로 하는 점은, 더 우수한 성형부 내식성 및 도장 후 내식성을 나타내는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법을 제공하는 데 있다.

본 발명자들은, 상기와 같은 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 성형 시에 도금에 크랙이나 분상의 박리가 있는 경우라도, Fe-Al계 도금층의 Al, Fe 조성을 적절하게 제어함으로써, 인산화성의 반응성을 촉진하여, 전착 도막의 밀착성을 확보함으로써 성형부 내식성을 개선하는 것을 알아냈다. 또한, 전착 도막의 흠집부의 부식에는, Fe-Al계 도금층의 표면측에 위치하는 3개의 층인 A층, B층, C층에 Mn, Si를 함유시키고, 또한 이러한 조성에 관하여, A층, B층, C층 사이에 편차를 갖게 함으로써, 흠집부로부터의 부식에 의한 도막 팽창의 확대를 억제할 수 있는 것을 알아냈다.

상기 지견에 기초하여 완성된 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1] 모재의 편면 또는 양면 상에 위치하는 Fe-Al계 도금층을 갖고 있고, 상기 모재는, 질량％로, C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.100％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하, N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가, Fe 및 불순물로 이루어지고, 상기 Fe-Al계 도금층은, 두께가 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고, 또한 표면으로부터 상기 모재를 향해 차례로, A층, B층, C층, D층의 4층으로 구성되어 있고, 상기 4층의 각각은, 이하에 나타내는 성분을 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부가 불순물인 Fe-Al계 금속간 화합물로 이루어지고, 상기 D층은, 또한, 단면적이 3㎛² 이상 30㎛² 이하인 커켄달 보이드(Kirkendall void)를, 10개/6000㎛² 이상 40개/6000㎛² 이하 함유하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.

A층 및 C층

Al: 40질량％ 이상 60질량％ 이하

Fe: 40질량％ 이상 60질량％ 미만

Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)

Mn: 0.5질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

Cr: 0.4질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

B층

Al: 20질량％ 이상 40질량％ 미만

Fe: 50질량％ 이상 80질량％ 미만

Si: 5질량％ 초과 15질량％ 이하

Mn: 0.5질량％ 이상 10질량％ 이하

Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하

D층

Al: 20질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

Fe: 60질량％ 이상 100질량％ 미만

Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)

Mn: 0.5질량％ 이상 2.0질량％ 이하

Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하

[2] 상기 A층의 표면에, Mg 및／또는 Ca의 산화물로 이루어지는, 두께가 0.1㎛ 이상 3㎛ 이하인 산화물층을 더 갖는, [1]에 기재된 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.

[3] 상기 모재는, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 질량％로, W: 0.01 내지 3.00％, Mo: 0.01 내지 3.00％, V: 0.01 내지 2.00％, Ti: 0.005 내지 0.500％, Nb: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.01 내지 5.00％, Cu: 0.01 내지 3.00％, Co: 0.01 내지 3.00％, Sn: 0.005 내지 0.300％, Sb: 0.005 내지 0.100％, Ca: 0.0001 내지 0.01％, Mg: 0.0001 내지 0.01％, Zr: 0.0001 내지 0.01％, REM: 0.0001 내지 0.01％의 적어도 어느 것을 더 함유하는, [1] 또는 [2]에 기재된 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.

[4] 질량％로, C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.0001％ 이상 0.100％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하, N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가, Fe 및 불순물로 이루어지는 모재 성분을 갖는 강의 슬래브를, 열간 압연, 산세, 냉간 압연하고, 그 후에 어닐링과 용융 알루미늄 도금을 연속적으로 실시한 강판을 블랭킹한 후에, 블랭킹 후의 상기 강판을 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 가열 시간을 150초 이상 650초 이하로 하고, 당해 블랭킹 후의 강판을 850℃ 이상 1050℃ 이하에서 가열하고, 직후에 원하는 형상으로 성형하고, 30℃/초 이상의 냉각 속도로 급랭하는 것이고, 상기 용융 알루미늄 도금에 사용하는 용융 알루미늄 도금욕의 조성은, Al: 80질량％ 이상 96질량％ 이하, Si: 3질량％ 이상 15질량％ 이하, Fe: 1질량％ 이상 5질량％ 이하를 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부는 불순물로 이루어지고, 상기 가열에 있어서의 강판 온도 Y(℃), 가열 시간 X(초)에 대하여, Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X가 100초 이상 300초 이하로 되고, 또한 강판 온도 Y에 대하여, Y의 X에 관한 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 경우가, Y가 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위 내에 존재하도록 제어하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.

[5] 상기 용융 알루미늄 도금욕의 조성은, 또한, Mg 또는 Ca의 적어도 어느 것을, 합계로 0.02질량％ 이상 3질량％ 이하 함유하는, [4]에 기재된 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.

[6] 상기 슬래브는, 모재 성분으로서, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 질량％로, W: 0.01 내지 3.00％, Mo: 0.01 내지 3.00％, V: 0.01 내지 2.00％, Ti: 0.005 내지 0.500％, Nb: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.01 내지 5.00％, Cu: 0.01 내지 3.00％, Co: 0.01 내지 3.00％, Sn: 0.005 내지 0.300％, Sb: 0.005 내지 0.100％, Ca: 0.0001 내지 0.01％, Mg: 0.0001 내지 0.01％, Zr: 0.0001 내지 0.01％, REM: 0.0001 내지 0.01％의 적어도 어느 것을 더 함유하는, [4] 또는 [5]에 기재된 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.

이상 설명한 바와 같이 본 발명에 따르면, 더 우수한 성형부 내식성 및 도장 후 내식성을 나타내는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재를 얻는 것이 가능해진다.

도 1은 본원의 발명예의 Fe-Al계 도금 고강도 핫 스탬프 강판의 Fe-Al계 도금의 단면 관찰 사진이고, Fe-Al계 도금층 중의 A 내지 D층, 커켄달 보이드 및 도 2, 도 3, 도 4의 EDS 분석점을 도시한 도면이다.
도 2는 본원의 발명예의 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 강판의 도금의 EDS 분석으로부터 구해지는 Fe-Al계 도금의 Al, Fe 조성을 도시하는 도면이다. 회색으로 해칭한 영역이, 본 발명의 범위 내를 나타낸다.
도 3은 본원의 발명예의 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 강판의 도금의 EDS의 분석으로부터 구해지는 Fe-Al계 도금의 Al, Si 조성을 도시하는 도면이다. 회색으로 해칭한 영역이, 본 발명의 범위 내를 나타낸다.
도 4는 본원의 발명예의 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 강판의 도금 EDS의 분석으로부터 구해지는 Fe-Al계 도금의 Al, Mn 조성을 도시하는 도면이다. 회색으로 해칭한 영역이, 본 발명의 범위 내를 나타낸다.
도 5는 본원의 발명예의 도금 단면이고, 커켄달 보이드의 개수 밀도의 측정 방법과 그 측정 결과를 나타낸 것이다.

이하에 첨부 도면을 참조하면서, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다.

<Fe-Al계 도금 고강도 핫 스탬프 부재에 대하여>

본 발명의 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 고강도 핫 스탬프 부재(이하, 단순히 「핫 스탬프 부재」라고도 칭함)는, 모재가 되는 강판의 편면 또는 양면 상에, Fe-Al계 도금층을 갖고 있다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재의 비커스 경도(JIS Z 2244, 하중 9.8N)는, 300HV 이상이다. 이하, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재가 구비하는 모재 및 Fe-Al계 도금층에 대하여, 상세하게 설명한다.

(모재에 대하여)

먼저, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재에 있어서의 모재 성분에 대하여, 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 성분에 대한 ％는, 질량％를 의미한다.

핫 스탬프는, 앞서 설명한 바와 같이, 금형에 의한 열간에서의 프레스 성형과 ??칭을 동시에 행하는 것인 점에서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재의 모재로서는, ??칭성이 높은 성분계일 필요가 있다.

그래서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재의 모재 성분은, 질량％로, C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, S: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하, N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다.

[C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하]

본 발명은, 핫 스탬프 후에, 비커스 경도 300HV 이상의 고강도를 갖는 성형된 부품(핫 스탬프 부재)을 제공하는 것이고, 핫 스탬프 후에 급랭하여 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 변태시키는 것이 요구된다. 그 때문에, ??칭성의 향상이라는 관점에서, C(탄소)의 함유량은, 적어도 0.1％ 이상인 것이 필요하다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 한편, C의 함유량이 지나치게 많으면, 강판의 인성 및 연성의 저하가 현저해지기 때문에, 핫 스탬프 성형 시에 균열이 발생한다. 이러한 인성 및 연성의 저하는, C의 함유량이 0.5％를 초과하면 현저해지기 때문에, C의 함유량은, 0.5％ 이하로 한다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

[Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하]

Si(규소)는, 핫 스탬프 시의 가열에 의해 도금 중에 확산되어, 상기 Fe-Al계 도금층의 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 내식성의 향상은, Si의 함유량이 0.01％ 이상으로 될 때에 발현되기 때문에, Si의 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. Si의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.1％ 이상이다. 한편, Si는, Fe보다도 산화되기 쉬운 원소(산화 용이성 원소)이다. 그 때문에, 연속 어닐링 도금 라인에 있어서는, 어닐링 처리 중에 안정된 Si계 산화 피막이 강판 표면에 형성되지만, 과잉으로 Si를 함유시키면 용융 Al 도금 처리 시의 도금 부착을 저해하여, 비도금이 발생한다. 그 때문에, 비도금의 억제라는 관점에서, Si의 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Si의 함유량은, 바람직하게는 1.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.50％ 이하이다.

[Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하]

Mn(망간)은, 핫 스탬프 시의 가열에 의해 도금 중에 확산되어, 상기 Fe-Al계 도금층의 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 내식성의 향상 효과는, Mn의 함유량이 0.3％ 이상으로 될 때에 발현되기 때문에, Mn을 함유량을 0.3％ 이상으로 한다. 또한, Mn의 함유량을 0.3％ 이상으로 함으로써, 모재의 ??칭성을 높이고, 핫 스탬프 후의 강도도 향상시킬 수 있다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 0.5％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.7％ 이상이다. 한편, 과잉의 Mn의 함유는, ??칭 후의 부재의 충격 특성이 저하된다. 이러한 충격 특성의 저하는, Mn의 함유량이 5.0％를 초과하면 발생하기 때문에, Mn의 함유량은, 5.0％ 이하로 한다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 3.0％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 2.5％ 이하이다.

[P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하]

P(인)은, 불가피하게 함유되는 원소인 한편, 고용 강화 원소이고, 비교적 저렴하게 강판의 강도를 상승시킬 수 있다. P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 인성을 저하시키는 등의 악영향이 발생하기 때문에, P의 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. P의 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하이다. 한편, P의 함유량의 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, P의 함유량을 0.001％ 미만으로 하고자 하면, 정련 한계의 관점에서 경제적이지 않다. 따라서, P의 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. P의 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상이다.

[S: 0.0001％ 이상 0.100％ 이하]

S(황)은, 불가피하게 함유되는 원소이고, 강 중의 Mn과 반응하여, MnS으로서 강 중의 개재물로 된다. S의 함유량이 0.100％를 초과하는 경우에는, 생성된 MnS이 파괴의 기점으로 되어, 연성 및 인성을 저해하고, 가공성이 열화된다. 그 때문에, S의 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. S의 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 한편, S의 함유량의 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하고자 하면, 정련 한계의 관점에서 경제적이지 않다. 따라서, S의 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. S의 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이상이다.

[Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하]

Al(알루미늄)은, 탈산제로서 강 중에 함유된다. Al은, Fe보다도 산화되기 쉬운 원소(산화 용이성 원소)이다. Al의 함유량이 0.50％를 초과하는 경우에는, 어닐링 처리 중에 안정된 Al계 산화 피막이 강판 표면에 형성되어, 용융 Al 도금의 부착성을 저해하여, 비도금이 발생한다. 따라서, Al의 함유량은, 비도금의 억제라는 관점에서, 0.50％ 이하로 한다. Al의 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하이다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, Al의 함유량을 0.01％ 미만으로 하고자 하면, 정련 한계의 관점에서 경제적이지 않다. 따라서, Al의 함유량은, 0.01％ 이상으로 한다. Al의 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다.

[Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하]

Cr(크롬)은, Mn과 마찬가지로, 강판의 ??칭성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 ??칭성의 향상 효과는, Cr의 함유량이 0.01％ 이상인 경우에 발현되기 때문에, Cr의 함유량은, 0.01％ 이상으로 한다. 또한, Cr의 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써, Cr이 핫 스탬프 시의 가열에 의해 도금 중에 확산되어, 상기 Fe-Al계 도금층의 내식성을 향상시키는 효과를 발현한다. Cr의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.1％ 이상이다. 한편, Cr은, Fe보다도 산화되기 쉬운 원소(산화 용이성 원소)이다. Cr의 함유량이 2.0％를 초과하는 경우에는, 어닐링 처리 중에 안정된 Cr계 산화 피막이 강판 표면에 형성되어, 용융 Al 도금 처리 시의 도금 부착을 저해하여, 비도금이 발생한다. 따라서, 비도금의 억제라는 관점에서, Cr의 함유량은, 2.0％ 이하로 한다. Cr의 함유량은, 바람직하게는 1.00％ 이하이다.

[B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하]

B(붕소)는, ??칭성의 관점에서 유용한 원소이고, B의 함유량을 0.0002％ 이상으로 함으로써, 이러한 ??칭성의 향상 효과가 발현된다. 따라서, B의 함유량을 0.0002％ 이상으로 한다. B의 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 한편, B를 0.0100％를 초과하여 함유시키더라도, 이러한 ??칭성의 향상 효과는 포화되고, 또한 주조 결함이나 열간 압연 시의 균열을 발생시키는 등, 제조성을 저하시킨다. 그 때문에, B의 함유량은, 0.0100％ 이하로 한다. B의 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

[N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하]

N(질소)는, 불가피하게 포함되는 원소이고, 특성의 안정화의 관점에서는, 강 중에 고정하는 것이 바람직하다. N는, Al이나, 선택적으로 함유되는 Ti, Nb 등으로 고정 가능하지만, N의 함유량이 증가하면 고정용으로 함유시키는 원소가 다량으로 되어, 비용 상승을 초래하게 된다. 그래서, N의 함유량은, 0.010％ 이하로 한다. N의 함유량은, 바람직하게는 0.008％ 이하이다. 한편, N의 함유량의 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, N의 함유량을 0.001％ 미만으로 하고자 하면, 정련 한계의 관점에서 경제적이지 않다. 따라서, N의 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. N의 함유량은, 바람직하게는 0.002％ 이상이다.

또한, 이하에는, 잔부의 Fe 대신에, 모재 중에 선택적으로 함유시킬 수 있는 원소에 대하여, 설명한다.

본 실시 형태에 관한 모재는, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 질량％로, W: 0.01 내지 3.00％, Mo: 0.01 내지 3.00％, V: 0.01 내지 2.00％, Ti: 0.005 내지 0.500％, Nb: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.01 내지 5.00％, Cu: 0.01 내지 3.00％, Co: 0.01 내지 3.00％, Sn: 0.005 내지 0.300％, Sb: 0.005 내지 0.100％, Ca: 0.0001 내지 0.01％, Mg: 0.0001 내지 0.01％, Zr: 0.0001 내지 0.01％, REM: 0.0001 내지 0.01％의 적어도 어느 것을 더 함유해도 된다.

[W, Mo: 0.01％ 이상 3.00％ 이하]

W(텅스텐) 및 Mo(몰리브덴)은, 각각 ??칭성의 관점에서 유용한 원소이고, ??칭성을 향상시킨다는 관점에서, 함유시켜도 된다. 이러한 ??칭성의 향상 효과는, 각 원소의 함유량이 0.01％ 이상인 경우에 발현된다. 따라서, W, Mo의 함유량은, 각각 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 각 원소를 3.00％를 초과하여 함유시키더라도, 이러한 ??칭성의 향상 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승하기 때문에, W, Mo의 함유량은, 각각 3.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[V: 0.01％ 이상 2.00％ 이하]

V(바나듐)은, ??칭성의 관점에서 유용한 원소이고, ??칭성을 향상시킨다는 관점에서, 함유시켜도 된다. 이러한 ??칭성의 향상 효과는, 각 원소의 함유량이 0.01％ 이상인 경우에 발현된다. 단, V을 2.00％를 초과하여 함유시키더라도, 이러한 ??칭성의 향상 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승하기 때문에, V의 함유량은, 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Ti: 0.005％ 이상 0.500％ 이하]

Ti(티타늄)은, N를 고정한다는 관점에서, 함유시켜도 된다. Ti을 사용하여 N를 고정하는 경우에는, 질량％로 N의 함유량의 약 3.4배의 양을 함유시키는 것이 요구되지만, N의 함유량은 저감시켜도 10ppm 정도이므로, Ti의 함유량의 하한은, 예를 들어 0.005％로 하면 된다. 한편, Ti을 과잉으로 함유시킨 경우, ??칭성을 저하시키고, 또한 강도도 저하시킨다. 이러한 ??칭성이나 강도의 저하는, Ti의 함유량이 0.500％를 초과한 경우에 현저해지기 때문에, Ti의 함유량은, 0.500％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Nb: 0.01％ 이상 1.00％ 이하]

Nb(니오븀)은, N를 고정한다는 관점에서, 함유시켜도 된다. Nb을 사용하여 N를 고정하는 경우에는, 질량％로 N의 함유량의 약 6.6배인 양을 함유시키는 것이 요구되지만, N의 함유량은 저감시켜도 10ppm 정도이므로, Nb의 함유량의 하한은, 예를 들어 0.01％로 하면 된다. 한편, Nb을 과잉으로 함유시킨 경우, ??칭성을 저하시키고, 또한 강도도 저하시킨다. 이러한 ??칭성이나 강도의 저하는, Nb의 함유량이 1.00％를 초과한 경우에 현저해지기 때문에, Nb의 함유량은, 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 모재 성분으로서, 상기한 선택적 원소 외에, Ni, Cu, Sn, Sb 등을 함유시켜도, 본 발명의 효과를 저해하지 않는다.

[Ni: 0.01 내지 5.00％]

Ni(니켈)은, ??칭성에 더하여, 내충격 특성의 개선으로 연결되는 저온 인성의 관점에서 유용한 원소이고, 함유시켜도 된다. 이러한 ??칭성 및 저온 인성의 향상 효과는, Ni의 함유량이 0.01％ 이상인 경우에 발현된다. 따라서, Ni의 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 5.00％를 초과하여 Ni을 함유시켜도, 이러한 효과는 포화되고, 또한 비용도 상승하기 때문에, Ni의 함유량은, 5.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Cu: 0.01 내지 3.00％, Co: 0.01 내지 3.00％]

Cu(구리), Co(코발트)는, Ni과 마찬가지로, ??칭성에 더하여, 인성의 관점에서 유용한 원소이고, 함유시켜도 된다. 이러한 ??칭성 및 인성의 향상 효과는, Cu, Co의 함유량이 각각 0.01％ 이상인 경우에 발현된다. 따라서, Cu, Co의 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 3.00％를 초과하여 Cu, Co를 함유시켜도, 이러한 효과는 포화되고, 또한 비용을 상승시킬 뿐만 아니라, 주조편 성상의 열화나 열간 압연 시의 균열이나 흠집을 발생시키기 때문에, Cu, Co의 함유량은, 3.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Sn: 0.005％ 내지 0.300％, Sb: 0.005％ 내지 0.100％]

Sn(주석) 및 Sb(안티몬)은, 모두 도금의 습윤성이나 밀착성을 향상시키는 데 유효한 원소이고, 함유시켜도 된다. 이러한 도금의 습윤성이나 밀착성의 향상 효과는, 각 원소의 함유량이 0.005％ 이상인 경우에 발현된다. 따라서, Sn, Sb의 함유량은, 각각 0.005％ 이상인 것이 바람직하다. 단, Sn을 0.300％를 초과하여 함유시킨 경우나, Sb을 0.100％를 초과하여 함유시킨 경우에는, 제조 시의 흠집이 발생하기 쉬워지거나, 또한 인성의 저하를 야기하거나 한다. 그 때문에, Sn의 함유량은 0.300％ 이하이고, Sb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 바람직하다.

[Ca: 0.0001 내지 0.01％, Mg: 0.0001 내지 0.01％, Zr: 0.0001 내지 0.01％, REM: 0.0001 내지 0.01％]

Ca(칼슘), Mg(마그네슘), Zr(지르코늄), REM(Rare Earth Metal: 희토류 원소)은, 각각 0.0001％ 이상의 함유량으로 됨으로써, 개재물의 미세화에 효과가 있다. 그 때문에, Ca, Mg, Zr, REM의 함유량은, 각각 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 각 원소의 함유량이 0.01％를 초과하는 경우에는, 상기한 효과가 포화된다. 그 때문에, Ca, Mg, Zr, REM의 함유량은, 각각 0.01％ 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 있어서, 모재의 기타 성분에 대해서는 특별히 규정하는 것은 아니다. 예를 들어, As(비소) 등의 원소가 스크랩으로부터 혼입되는 경우가 있지만, 통상의 범위라면 모재의 특성에는 영향을 끼치지 않는다.

(Fe-Al계 도금층에 대하여)

이어서, 본 발명에 있어서 가장 중요한, Fe-Al계 도금층에 대하여, 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금층의 두께는, 10㎛ 이상 60㎛ 이하이다. Fe-Al계 도금층의 두께가 10㎛ 미만인 경우에는, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성이 저하된다. 한편, Fe-Al계 도금층의 두께가 60㎛를 초과하는 경우에는, 도금층이 두껍기 때문에 핫 스탬프 성형 시에 도금이 금형으로부터 받는 전단력이나 압축 변형 시의 응력이 커져, 도금층이 박리되고, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성이 저하된다. Fe-Al계 도금층의 두께는, 바람직하게는 15㎛ 이상이고, 보다 바람직하게는 20㎛ 이상이다. 또한, Fe-Al계 도금층의 두께는, 바람직하게는 55㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 50㎛ 이하이다.

여기서 말하는 「Fe-Al계 도금층」이란, Fe-Al계의 금속간 화합물과 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지는 도금층을 의미한다. 구체적인 Fe-Al계의 금속간 화합물로서는, 예를 들어 Fe₂Al₅, FeAl₂, FeAl(규칙 BCC라고도 불림), α-Fe(불규칙 BCC라고도 불림) 및 Al 고용α-Fe이나, 이들 조성에 Si가 고용된 것, 또한 상세한 화학량론 조성은 특정할 수 없는 경우가 있지만 Al-Fe-Si의 3원 합금 조성 등(12종류의 τ1 내지 τ12가 특정되어 있고, 특히 τ5는, α상이라고도 불리고, τ6은, β상이라고도 불림)을 들 수 있다. Fe-Al계 도금층에 포함되는 불가피적 불순물로서는, 예를 들어 용융 도금 시의 용융 도금 설비로서 일반적으로 사용되는 스테인리스, 세라믹, 및 이들 소재에 대한 용사 피막 등의 성분을 들 수 있다. 단, Al 도금욕에 Zn을 함유시키는 경우, 상술한 핫 스탬프 시의 LME 억제의 이유로부터, Fe-Al계 도금층에 함유되는 Zn은, 10질량％ 이하인 것이 바람직하고, 3질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재에 있어서, 상기와 같은 Fe-Al계 도금층은, 표면으로부터 모재를 향해 차례로, A층, B층, C층, D층의 4층으로 구성된다. D층의 더욱 하층은, 모재이다. 이들 4층은, 도금을 단면 연마하여 에칭을 실시하지 않고, 단면으로부터 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope: SEM)으로 관찰하고, 1000배의 조성상(반사 전자선상이라고도 불림)으로 촬영한 후의 콘트라스트가 4종류로 나뉘는 점에서, 특정하여 구별할 수 있다. 본 발명에 관한 Fe-Al계 도금층의 단면의 관찰 결과를, 일례로서 도 1에 도시한다.

도 1에 있어서, 먼저, 모재에는, 마르텐사이트 조직이 형성되어 있다. 본 도에서는 에칭되어 있지 않기 때문에, 마르텐사이트 조직인 것은 명확하지 않지만, 비커스 경도(하중 9.8N)를 측정하면, 마르텐사이트 조직을 시사하는 HV400 이상의 고경도였다. 이어서, 모재와 인접하고 있는 연한 회색의 콘트라스트의 층이, D층이다. 그리고, D층보다도 표면측에 형성되고, 또한 D층에 인접한 층이고, 진한 회색의 콘트라스트를 갖고 있는 층이, C층이다. 또한, C층과 인접한 표면측의 연한 회색의 콘트라스트의 층이 B층이고, B층에 인접한 가장 표면측에 있는 진한 회색의 층이, A층이다. 또한, 다른 관찰예로서, B층이 단속적으로 되어, A층과 C층을 구별할 수 없는 경우가 있지만, 이러한 경우에 대해서도 본 발명의 범위 내이고, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성상으로는 영향은 없다. 또한, 콘트라스트의 농담은 일례이고, 4층으로 하여 구별되어 있으면, 본원의 범위의 4층 구조이다.

Fe-Al 도금층을 구성하는 A층, B층, C층, D층의 각 층의 조성의 특정 방법으로서는, 예를 들어 이하의 방법을 들 수 있다. 즉, 도금을 단면 연마하여 에칭을 실시하지 않고, 단면으로부터 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA)로 1000배로 조성상으로서 관찰하고, 원소 분석한다. 전술한 방법으로 A층, B층, C층, D층을 특정하여 구별한 후, A층, B층, C층, D층을 각각 조성 분석하고, Al, Fe, Si, Mn, Cr의 합계 함유량을 100％로 한 정량 분석 결과로부터 구할 수 있다. 각 층에서는, 조성 분석을 2점 이상에서 실시하고, 얻어진 분석값의 평균값을 갖고 당해 층의 조성으로 한다.

A층, B층, C층, D층의 각 층의 조성은, 각각 하기와 같다. 또한, 이하의 조성의 ％는, 질량％이고, 각 층은, 이하에 나타내는 성분을 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부가 불순물로 되어 있다.

A층 및 C층

Al: 40질량％ 이상 60질량％ 이하

Fe: 40질량％ 이상 60질량％ 미만

Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)

Mn: 0.5질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

Cr: 0.4질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

B층

Al: 20질량％ 이상 40질량％ 미만

Fe: 50질량％ 이상 80질량％ 미만

Si: 5질량％ 초과 15질량％ 이하

Mn: 0.5질량％ 이상 10질량％ 이하

Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하

D층

Al: 20질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)

Fe: 60질량％ 이상 100질량％ 미만

Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)

Mn: 0.5질량％ 이상 2질량％ 이하

Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하

상기 Fe-Al계 도금층의 첫번째 역할은, 성형부 내식성에 관한 가능성을 개선하는 데 있다. 전술한 바와 같이, Al계 도금 강판을 핫 스탬프에 사용하면, 800℃ 이상의 고온에 노출되기 때문에, 도금의 표면까지 Fe이 확산되고, 도금층은 경질이고 또한 취성인 Fe-Al계 금속간 화합물로 이루어지는 Fe-Al계 도금층으로 변화된다. 그 결과, 열간에서의 프레스 성형 시에, 도금에 크랙이나 분상의 박리가 발생하여, 성형부 내식성이 저하된다. 성형부 내식성에 관한 가능성이란, 더 구체적으로는, 해트형으로 핫 스탬프 후에, 인산화성 처리 및 전착 도장 처리를 실시한 후에 부식시키면, 성형부의 굽힘 R부로부터의 적녹의 발생이 빨라진다는 가능성이다.

본원 발명자들은, 상기 가능성에 대하여 예의 검토한 결과, 성형부의 굽힘 R부로부터의 적녹은, Fe-Al계 도금층의 성형에서 발생한 크랙을 기점으로 한 녹이 원인인 것을 알아냈다. 또한, 본원 발명자들은, 이러한 녹의 발생의 억제에는, Fe-Al계 도금층의 A층, B층, C층, D층의 어느 조성에 대해서도, Al: 60질량％ 이하이고, 또한, Fe: 40질량％ 이상으로 하고, 또한 Si와 Mn과 Cr을 포함하는 것이 중요한 것을 알아냈다.

이러한 조성으로 함으로써, 크랙을 기점으로 한 녹의 발생을 억제 가능한 이유는, 아직 명확하지 않지만, 이하와 같이 추정하고 있다. 즉, 상기와 같은 Fe-Al계 도금층의 조성으로 함으로써, 인산화성 처리의 반응성이 비약적으로 향상되는 결과, 인산화성 결정의 치밀한 피막이 형성되고, 형성된 치밀한 피막이 부식에 대한 배리어층으로서 작용하여, Fe-Al계 도금층에 대한 녹의 발생이 억제되었다고 추정하고 있다.

또한, 일반적으로, 핫 스탬프 가열된 Fe-Al계 도금층의 표면에는, 가열에 의해 발생한 불활성의 알루미늄 산화막이 형성되기 때문에, 인산화성 결정은 형성되기 어렵다. 그러나, 성형 시의 굽힘 R부에서는, 도금에 크랙이 발생하고, 또한 이러한 크랙은 핫 스탬프의 가열 후에 형성되기 때문에, 알루미늄 산화막이 적어 인산화성 결정이 비교적 형성되기 쉽다. 그 결과, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금층의 조성으로 제어됨으로써, 비약적으로 인산화성 처리의 반응성이 향상되고, 이에 의해, Fe-Al계 도금층의 크랙의 부식이 억제되어, 성형부 내식성이 향상되었다고 생각된다.

따라서, 상기와 같은 Fe-Al계 도금 조성의 크랙에서는, A층, B층, C층, D층에, 인산화성 결정이 양호하게 형성되게 된다. 또한, 인산화성 결정이란, 자동차 부품에서 일반적인 인산화성 처리에 의해 형성되는 결정이고, 화성 처리 후의 전착 도장의 밀착성을 향상시키고, 그 결과 도장 후 내식성도 향상시키는 결정이다. 녹은, 표면으로부터 진행되지만, 상기와 같이 성형부 내식성의 관점에서는, Al-Fe계 도금층에 발생하는 크랙을 기점으로 한 녹이기 때문에, 최표면의 A층 이외의 B층, C층, D층에 대해서도, 상기 조성으로 제어하는 것이 특히 중요하다.

Fe-Al계 도금층의 조성은, 상기와 같이 Al: 60질량％ 이하, Fe: 40질량％ 이상으로 하고, 또한, Si와 Mn과 Cr을 포함함으로써, 인산화성의 반응성이 촉진된다. 이 원인은 아직 명확하지 않지만, Al을 60질량％ 이하로 억제하고, 또한 Fe을 40질량％ 이상으로 증가시킴으로써, (1) 핫 스탬프 시에 형성되는 Al 산화물을 불안정화시켜, 일반적으로 산성인 인산화성 처리 시에 표면이 에칭되기 쉬워지는 것, (2) 또한, 도금 중의 Si와 Mn과 Cr이 인산화성 결정의 결정 핵으로서 작용하여, 치밀한 인산화성 결정의 피막을 형성하는 것이 각각 영향을 끼쳤다고 추정하고 있다.

상기 Fe-Al계 도금층의 두번째 역할은, 도장 후 내식성에 관한 가능성을 개선하는 데 있다. 전술한 바와 같이, Fe-Al계 도금층 상에는 Al 산화물이 형성되기 때문에, 인산화성 처리의 처리액과의 반응성이 저해되어, 전착 도장 처리 후의 전착 도막 밀착성이 저하되고, 도장 후 내식성이 저하될 가능성이 있다. 도장 후 내식성에 관한 가능성이란, 보다 구체적으로는, 핫 스탬프 후에, 인산화성 처리 및 전착 도장 처리를 실시하고, 커터로 흠집을 도막에 부여(칩핑 등에 의한 흠집을 모의하고 있음)한 후에 부식시키면, 흠집부로부터의 도막의 부식 팽창(Blister)이 확대되기 쉬워진다는 가능성이다.

본원 발명자들은, 상기 가능성에 대하여 예의 검토한 결과, 흠집부로부터의 도막의 부식 팽창의 확대는, 인산화성 처리의 반응성의 저하와 Fe-Al계 도금층의 부식이 원인인 것을 알아냈다. 또한, 본원 발명자들은, 이러한 원인의 억제에는, 성형부 내식성에 관한 가능성과 마찬가지로, Fe-Al계 도금층의 조성을, Al: 60질량％ 이하, Fe: 40질량％ 이상으로 하고, 또한 Si와 Mn과 Cr을 함유시킴으로써 인산화성 처리의 반응성을 향상시키는 것에 더하여, A층, B층, C층, D층의 조성을 상기와 같은 조성으로 제어함으로써 Fe-Al계 도금층의 부식을 억제하는 것이 중용인 것을 알아냈다.

여기서 말하는 A층, B층, C층, D층의 조성이란, 구체적으로는 전술한 바와 같다. A층 및 C층의 조성은, 질량％로, Al: 40％ 이상 60％ 이하, Fe: 40％ 이상 60％ 미만, Si: 5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 0.5％ 미만(0％를 포함하지 않음), Cr: 0.4질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)이다. B층의 조성은, 질량％로, Al: 20％ 이상 40％ 미만, Fe: 50％ 이상 80％ 미만, Si: 5％ 초과 15％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 10％ 이하, Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하이다. D층의 조성은, 질량％로, Al: 20％ 미만(0％를 포함하지 않음), Fe: 60％ 이상 100％ 미만, Si: 5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 0.5％ 이상 2％ 이하, Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하이다.

상기와 같은 A층, B층, C층, D층의 조성으로 함으로써, Fe-Al계 도금층의 부식이 억제되는 이유는, 아직 명확하지 않지만, 이하와 같이 추정하고 있다. 즉, D층보다도 표면측에 있는 A층 및 C층은, 비교적 최초에 부식되어 있고, 또한 A층과 C층의 부식 생성물은, 그 후의 부식의 진행에 대한 배리어층으로서 작용하여, 흠집부의 도막의 부식 팽창을 억제한다고 추정하고 있다. 특히, Al을 충분히 함유시키고, 또한 과도한 Fe, Si, Mn의 함유를 억제하는 것이, 가장 부식의 진행을 억제하는 배리어층으로서 작용한다고 생각된다. 그러한 구체적인 조성으로서, 상술한 바와 같은 인산화성의 반응성도 동시에 만족시키는 것을 고려하여, A층 및 C층의 조성을, 질량％로, Al: 40％ 이상 60％ 이하, Fe: 40％ 이상 60％ 미만, Si: 5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 0.5％ 미만(0％를 포함하지 않음), Cr: 0.4질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)으로 했다.

한편, 상기와 같은 A층 및 C층의 부식에 비해, Al의 함유량이 적은 B층 및 D층은, 전기 화학적으로는 귀(貴)로 되어, A층 및 C층에 비해 부식되기 어렵다. 또한, B층 및 D층은, 최표면에 위치하는 것은 아니지만, 성형 크랙부에 있어서는, 도금에 균열이 발생하는 결과, B층 및 D층도 노출될 가능성이 있다. 그 때문에, 인산화성 처리성은, 내식성상 중요하고, 이러한 인산화성 결정이 형성되기 쉬운 점에서, Fe, Si 및 Mn을 충분히 함유시키는 것이 중요한 것을 알 수 있었다.

그러한 구체적인 조성으로서, 상술한 바와 같은 인산화성의 반응성도 동시에 만족시키는 것을 고려하여, D층의 조성은, 질량％로, Al: 20％ 미만(0％를 포함하지 않음), Fe: 60％ 이상 100％ 미만, Si: 5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 0.5％ 이상 2％ 이하, Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하이다. 또한, B층은, A층과 C층에 끼워지기 때문에, A층 및 C층에 가까운 Al, Fe의 조성으로 하고, 또한 Si 및 Mn을 함유시킴으로써, Si와 Mn의 산화물에 의한 보호 작용에 의해 B층의 부식을 억제시킨다. 그 구체적인 조성으로서는, 전술한 인산화성의 반응성도 동시에 만족시키는 것을 고려하여, B층의 조성은, 질량％로, Al: 20％ 이상 40％ 미만, Fe: 50％ 이상 80％ 미만, Si: 5％ 초과 15％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 10％ 이하, Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하이다.

이상 설명한 바와 같이, (1) 성형부 내식성을 향상시키기 위해, Fe-Al계 도금층의 크랙의 화성 처리성을 개선시키는 것, (2) 도장 후 내식성을 향상시키기 위해, Fe-Al계 도금층에 있어서, 비교적 부식되기 어려운 B층 및 D층과, 부식되기 쉽지만, 생성된 부식 생성물에 의해 내식성 향상이 기대되는 A층 및 C층을 마련함으로써, 본 실시 형태에 관한 기술은 완성되었다.

[커켄달 보이드의 개수 밀도에 대하여]

또한, 상기 D층에는, 면적(단면적)이 3㎛² 이상 30㎛² 이하인 커켄달 보이드(Kirkendall void)가, 개수 밀도로서 10개/6000㎛² 이상 40개/6000㎛² 이하 포함된다. 이에 의해, 성형부 내식성이 더 확실하게 향상된다. D층 중에 커켄달 보이드가 존재함으로써, 핫 스탬프의 성형 시에 도금에 가해지는 응력 집중이 완화되어 도금의 박리가 억제되는 결과, 성형부 내식성이 향상된다. 이러한 효과는, 커켄달 보이드의 개수 밀도가 10개/6000㎛² 미만인 경우에는, 얻을 수 없다. 한편, 커켄달 보이드의 개수 밀도가 40개/6000㎛²를 초과하는 경우에는, 오히려 핫 스탬프의 성형 시의 도금 박리의 기점으로 되어 버린다.

또한, 커켄달 보이드의 개수 밀도는, 이하와 같이 제어된다. 즉, 커켄달 보이드의 형성은, Al과 Fe의 확산을 원인으로 하기 때문에, 핫 스탬프 시의 강판의 최고 도달 판 온도와 가열 시간의 증가에 의해, 커켄달 보이드의 개수 밀도는 증가한다. 또한, 도금 중으로의 Fe의 확산에 의한 합금화 반응이 발생하는 핫 스탬프 시의 승온 중에, 그 승온 속도의 경시 변화에 있어서의 구배인 후술하는 dY/dX가 0으로 됨으로써, 커켄달 보이드의 개수 밀도를 원하는 값으로 제어할 수 있다.

여기서 말하는, 상기한 커켄달 보이드의 면적(단면적)의 특정 방법으로서는, 전술한 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용한 방법에 의해, A층, B층, C층, D층의 4층을 특정하여 각각 구별한다. 그 후, 동일한 시야를, 배율 1000배의 조성상(반사 전자선상이라고 불림)으로 촬영하고, 얻어진 조성상에 있어서, D층의 내부에 존재하는 검은 콘트라스트의 부분을, 커켄달 보이드로서 특정할 수 있다. 커켄달 보이드는, 도금의 공공으로 인해 오목하게 되어 있고, 반사 전자선이 입체 장애로 인해 오목부로부터는 검출되기 어렵기 때문에, 조성상에 있어서, 콘트라스트로서는 검게 관찰된다. 이때, 검게 관찰된 입자를 타원으로 둘러싼 때의 가장 긴 직경과 짧은 직경을 측정하고, 얻어진 긴 직경과 짧은 직경의 평균값의 절반을 반경 r로서 취급하고, πr²로 부여되는 값을 커켄달 보이드의 면적(단면적)의 크기로 한다. 커켄달 보이드는, 대부분은 원형 또는 타원형이지만, 경우에 따라서는, 복수의 커켄달 보이드끼리가 성장 과정에서 접하여, 부정형으로 되는 경우가 있다. 그 경우의 긴 직경과 짧은 직경의 정의로서는, 부정형의 커켄달 보이드와 외접하는, 최소의 외접원의 직경을 긴 직경이라고 하고, 부정형의 커켄달 보이드와 내접하는, 최대의 내접원의 직경을 짧은 직경이라고 한다.

또한, 1000배의 관찰 시야에 있어서, Fe-Al계 도금층을 두께 60㎛×길이 100㎛의 직사각형으로 둘러싸고, 이러한 영역의 내부에 포함되는 D층 내의 커켄달 보이드의 개수를 카운트한 결과를, 커켄달 보이드의 개수 밀도(개수/6000㎛²)로 한다. 이하에 나타내는 실시예에 있어서, D층에 포함되는 커켄달 보이드의 개수 밀도를 구한 일례를, 도 5에 도시한다.

[산화물층에 대하여]

또한, 상기한 A층의 표면에, 또한, 선택적으로 Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층을, 두께 0.1㎛ 이상 3㎛로 갖는 것이, 성형부 내식성과 도장 후 내식성의 향상의 점에서 보다 바람직하다. A층의 표면에, Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층이 형성됨으로써, 핫 스탬프 성형 시의 윤활성이 향상되어, 도금의 손상이 억제되는 것에 더하여, 화성 피막의 형성이 촉진되기 때문에, 성형부 내식성과 도장 후 내식성이 향상된다. 산화물층의 두께가 0.1㎛ 미만인 경우에는, 상기와 같은 효과는 얻어지지 않고, 산화물층의 두께가 3㎛를 초과하는 경우에는, 산화물층의 밀착성이 저하되어, 나중에 형성되는 전착 도막의 박리를 초래한다.

여기서 말하는, Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층은, A층과는 구별되는 것이고, Mg과 Ca을 합계로 10질량％ 이상 함유하는 층이다. 또한, A층에서는, Mg과 Ca의 함유량은, 합계로 10질량％ 미만이다. Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층의 두께 및 조성의 특정 방법으로서는, 전술한 것과 마찬가지로, 도금을 단면 연마한 후에 에칭을 실시하지 않고, 얻어진 단면을 EPMA로 관찰하고, 표면과 수직으로, 선 상에 연속적으로 원소 분석하고, Mg 및/또는 Ca이 합계로 10질량％ 이상에 있는 두께로부터 구하는 방법을 들 수 있다.

[핫 스탬프 부재가 구비할 수 있는 기타의 피막층에 대하여]

본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재에 관하여, 모재 및 Fe-Al계 도금층에 대해서는, 이상 설명한 대로이지만, 핫 스탬프 부재는, 자동차 부품으로서 사용될 때에는, 나중에, 용접, 화성 처리, 전착 도장 등의 각종 처리를 거쳐서, 최종 제품으로 된다.

화성 처리는, 통상, 인산화성 처리(인과 아연이 주성분으로 되는 화성 처리), 또는 지르코늄계 화성 처리(지르코늄이 주성분으로 되는 화성 처리)가 실시되고, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재의 표면에, 또한, 이들 화성 처리에 수반하는 화성 처리 피막이 형성된다. 또한, 전착 도장으로서는, 통상, 양이온 전착 도장(C가 주성분으로 됨)이, 막 두께 1 내지 50㎛ 정도로 실시되는 경우가 많고, 전착 도장 후에, 중도, 상도 등의 도장이 실시되는 경우도 있다. 이들 처리에 의해 형성되는 피막층과, Fe-Al계 도금층의 A층, B층, C층, D층과는, 주성분의 차이로부터 용이하게 특정하여 구별하는 것이 가능하고, Fe을 40질량％ 이상 포함하는 층을, Fe-Al계 도금층으로 한다.

이상, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재에 대하여, 상세하게 설명했다.

<Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에 대하여>

이어서, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에 대하여, 설명한다.

본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에서는, 앞서 설명한 바와 같은 화학 조성을 만족시키도록, 제강 공정에서 화학 성분을 조정한 후, 연속 주조함으로써 슬래브(모재)를 제조하고, 그 후, 얻어진 슬래브(모재)에 대하여, 열간 압연, 산세, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하고, 얻어진 냉연 강판에 대하여, 용융 도금 라인에서 재결정 어닐링, 용융 알루미늄 도금 처리를 연속적으로 행함으로써 Al계 도금 강판으로 하고, 얻어진 Al 도금 강판을 블랭킹한 후에, 핫 스탬프 설비에서 연속적으로 가열, 성형, 급랭함으로써, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재를 제조한다. 이하, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에 대하여, 상세하게 설명한다.

(Al 도금 강판의 제조에 대하여)

본 실시 형태에 있어서, Al 도금 강판을 얻을 때까지의 공정에 관하여, 열간 압연에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 1300℃ 이하의 가열 온도(예를 들어, 1000 내지 1300℃의 범위 내)에서 열간 압연을 개시하고, 900℃ 전후(예를 들어, 850 내지 950℃의 범위 내)에서 열간 압연을 완료시키고, 압연율은, 60 내지 90％의 범위 내로 하면 된다.

상기와 같은 열간 압연 후의 강판의 권취 온도에 대해서도, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 700℃ 이상 850℃ 이하의 범위 내로 하면 된다.

또한, 열간 압연 후의 강판의 산세의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 염산 산세 또는 황산 산세로 하면 된다.

또한, 상기와 같은 산세 후에 실시되는 냉간 압연의 조건에 대해서도, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 압연율은 30 내지 90％의 범위 내에서 적절히 선택할 수 있다.

상기와 같은 공정에 의해 냉연 강판을 얻은 후에는 얻어진 냉연 강판을, 용융 도금 라인에서, 연속적으로 재결정 어닐링, 용융 알루미늄 도금 처리하여, Al 도금 강판으로 한다. 본 실시 형태에 있어서, 용융 알루미늄 도금은, 용융 알루미늄 도금욕에 침지하고, 와이핑 처리에서 알루미늄 도금 부착량을 제어함으로써 실시된다. 용융 알루미늄 도금욕의 조성은, 질량％로, Al: 80％ 이상 96％ 이하, Si: 3％ 이상 15％ 이하, Fe: 1％ 이상 5％ 이하를 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부는, 불순물이다.

Al은, 핫 스탬프의 가열 시의 내산화성 및 내식성 향상을 위해 필요한 원소이고, Al의 함유량이 80질량％ 미만인 경우에는, 도금의 내식성이 떨어지고, Al의 함유량이 96질량％를 초과하는 경우에는, 핫 스탬프의 성형 시에 도금이 박리되기 쉬워져, 내식성이 떨어진다. 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Al의 함유량은, 바람직하게는 82질량％ 이상이다. 또한, 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Al의 함유량은, 바람직하게는 94질량％ 이하이다.

Si는, 핫 스탬프 후의 Fe-Al계 도금의 내식성을 향상시키기 위해 필요한 원소이고, Si의 함유량이 3질량％ 미만인 경우에는, 도금의 내식성이 떨어지고, Si의 함유량이 15질량％를 초과하는 경우에는, 용융 도금 처리 후에 비도금이 발생한다. 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Si의 함유량은, 바람직하게는 5질량％ 이상이다. 또한, 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Si의 함유량은, 바람직하게는 12질량％ 이하이다.

용융 알루미늄 도금욕 중의 Fe은, 강판을 침지한 때의 Fe의 용출에 의해 불가피하게 포함되지만, Fe-Al계 도금의 Fe의 함유를 촉진시키기 위해 필요한 원소이다. Fe의 함유량이 1질량％ 미만인 경우에는, 도금의 내식성이 떨어지고, Fe의 함유량이 5질량％를 초과하는 경우에는, 용융 알루미늄 도금욕 중에 드로스가 다량으로 형성되게 되어, 프레스 성형 시에 압흔으로 되어 외관 품위를 손상시킨다. 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Fe의 함유량은, 바람직하게는 2질량％ 이상이다. 또한, 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Fe의 함유량은, 바람직하게는 4질량％ 이하이다.

또한, 용융 알루미늄 도금욕에 대하여, Mg 및/또는 Ca을, 합계로 0.02질량％ 이상 3질량％ 이하 함유시키는 것은, Fe-Al계 도금의 내식성을 향상시키는 관점에서 바람직하다. Mg 및 Ca의 합계 함유량이 0.02질량％ 미만인 경우에는, 내식성의 향상 효과는 얻어지지 않는다. 한편, Mg 및 Ca의 합계 함유량이 3질량％를 초과하는 경우에는, 생성되는 과잉의 산화물에 의해, 용융 도금 처리 시에 비도금의 문제가 발생한다. 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Mg 및 Ca의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.05질량％ 이상 2질량％ 이하이다. 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Mg 및 Ca의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는 0.1질량％ 이상이다. 또한, 용융 알루미늄 도금욕에 있어서의 Mg 및 Ca의 합계 함유량은, 보다 바람직하게는 1질량％ 이하이다.

용융 알루미늄 도금욕에 대하여, Mg 및/또는 Ca을, 합계로 0.02질량％ 이상 3질량％ 이하 함유시킴으로써, 핫 스탬프 전의 도금층에, Mg 및/또는 Ca을, 합계로 0.02질량％ 이상 3질량％ 이하 함유시키는 것이 가능해진다. Mg 및 Ca은 매우 산화되기 쉬운 원소이기 때문에, 핫 스탬프 후에는, Mg 및/또는 Ca은, Fe-Al계 도금층의 A층의 표면에서 산화막을 형성하고, Fe-Al계 도금 중에는 거의 잔존하지 않는다. 또한, 이와 같이 하여 형성된 산화막이, 앞서 설명한 Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층으로 된다.

또한, 핫 스탬프 후에 형성되는 산화막의 막 두께는, 이하와 같이 하여 제어할 수 있다. 즉, Mg 및/또는 Ca의 산화막은, 용융 도금욕 중에 함유되는 Mg 및/또는 Ca이, 핫 스탬프 시의 가열에 의해 도금 표면에 확산되어 산화됨으로써 형성된다. 그 때문에, 도금욕 중의 Mg, Ca의 함유량을 증가시킴으로써, 핫 스탬프 후의 산화막의 막 두께를 증가시킬 수 있다. 또한, 핫 스탬프 시의 가열 시간이 길수록, 최고 도달 판 온도가 높을수록, 핫 스탬프 후의 산화막의 막 두께를 증가시킬 수 있지만, 용융 도금욕 중의 Mg, Ca의 함유량에 따라, 그 증가 여유는 포화되는 경향이 있다.

또한, 상기한 와이핑 처리의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 알루미늄 도금의 부착량을 편면당 30g/㎡ 이상 120g/㎡ 이하로 제어하여, 알루미늄계 도금층을 형성시키는 것이 바람직하다. 알루미늄 도금의 부착량이 편면당 30g/㎡ 미만인 경우에는, 핫 스탬프 후의 내식성이 부족한 경우가 있다. 한편, 알루미늄 도금의 부착량이 편면당 120g/㎡를 초과하는 경우에는, 핫 스탬프의 성형 시에 도금이 박리되는 문제가 발생하는 경우가 있다. 편면당의 알루미늄 도금의 부착량은, 보다 바람직하게는 40g/㎡ 이상이다. 또한, 편면당의 알루미늄 도금의 부착량은, 보다 바람직하게는 100g/㎡ 이하이다.

상기한 알루미늄 도금의 부착량의 특정 방법으로서는, 예를 들어, 수산화나트륨-헥사메틸렌테트라민·염산 박리 중량법을 들 수 있다. 구체적으로는, JIS G 3314:2011에 기재된 바와 같이, 소정의 면적 S(㎡)(예를 들어, 50㎜×50㎜)의 시험편을 준비하고, 중량 w₁(g)을 측정해 둔다. 그 후, 수산화나트륨 수용액, 헥사메틸렌테트라미인을 첨가한 염산수 용액에 순차, 발포가 수렴될 때까지 침지한 후, 즉시 수세하고, 다시 중량 w₂(g)를 측정한다. 이때, 시험편 양면에서의 알루미늄 도금의 부착량(g/㎡)은, (w₁－w₂)/S로부터 구할 수 있다.

(핫 스탬프 부재의 제조에 대하여)

상술한 바와 같이 하여 얻어진, 알루미늄 도금이 부착된 강판(Al 도금 강판)은, 블랭킹한 후에 핫 스탬프 설비에서 연속적으로 가열, 성형, 급랭된다. 이에 의해, 가열 시에, Fe이 알루미늄 도금의 표면까지 확산되어, Fe-Al계 도금 고강도 핫 스탬프 부재가 제조된다. 여기서, 가열 방식에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니고, 복사열을 사용한 노 가열이나, 근적외선 방식이나, 원적외선 방식이나, 유도 가열 혹은 통전 가열의 가열 방식 등을 사용하는 것이 가능하다.

여기서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 부재를 제조할 때에, 블랭킹 후의 Al 도금 강판을 상기와 같은 가열로 등의 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 시간을, 가열 시간이라고 칭하는 것으로 한다. 또한, 이러한 가열 시간에는, Al 도금 강판을 가열 설비로부터 취출한 이후의 반송 시간이나, 하기에 설명하는 바와 같은 열간 성형 시간은 포함하지 않는 것으로 한다. 본 실시 형태에서는, 이러한 가열 시간을, 150초 이상 650초 이하로 되도록 제어한다. 블랭킹 후의 Al 도금 강판을 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 가열 시간이 150초 미만인 경우에는, Al 도금 중으로의 Fe의 확산이 불충분해져 연질의 Al이 잔존하고, 성형품 내식성이나 도장 후 내식성이 떨어지기 때문에, 바람직하지 않다. 한편, 이러한 가열 시간이 650초를 초과하는 경우에는, 과잉으로 Al 도금 중에 Fe의 확산이 진행되어, 4층 구조를 유지할 수 없게 되는 것에 더하여, Fe에 기인한 부식이 현저해지기 때문에, 바람직하지 않다. 블랭킹 후의 Al 도금 강판을 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 가열 시간은, 바람직하게는 200초 이상이고, 더욱 바람직하게는 250초 이상이다. 또한, 블랭킹 후의 Al 도금 강판을 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 가열 시간은, 바람직하게는 600초 이하이고, 더욱 바람직하게는 550초 이하이다.

또한, 상기한 가열 공정에 있어서, Al 도금 강판의 최고 도달 판 온도를, 850℃ 이상 1050℃ 이하로 한다. 최고 도달 판 온도를 850℃ 이상으로 하는 이유는, 강판의 Ac1점 이상까지 가열함으로써, 그 후의 금형에서의 급랭 시에 마르텐사이트 변태시켜, 모재를 고강도화시킴과 함께, 도금 표면까지 충분히 Fe을 확산시켜 Al 도금층의 합금화를 진행시키기 위해서이다. Al 도금 강판의 최고 도달 판 온도는, 보다 바람직하게는 910℃ 이상이다. 한편, 최고 도달 판 온도가 1050℃를 초과하면, Fe-Al계 도금에 과잉으로 Fe이 확산되어 버려, 도장 후 내식성이나 성형부 내식성이 떨어진다. Al 도금 강판의 최고 도달 판 온도는, 보다 바람직하게는 980℃ 이하이다.

이어서, 가열된 상태에 있는 Al 도금 강판을, 상하 한 쌍의 성형 금형 사이에서, 소정 형상으로 핫 스탬프 성형한다. 성형 후에 프레스 하사점에서 수초간의 정지 유지를 함으로써, 성형 금형과의 접촉 냉각에 의해 강판을 급랭하여 ??칭을 행하여, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형된 고강도 부재를 얻을 수 있다. 급랭 시의 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 함으로써, 마르텐사이트 변태를 충분히 진행시켜, 모재의 고강도화를 달성시킨다. 이러한 급랭에 의한 ??칭에 의해, 본 실시 형태에서는, 전술한 바와 같이, 모재의 비커스 경도(하중 9.8N)는, 300HV 이상으로 된다. 또한, 급랭 시의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한하는 것은 아니고, 빠르면 빠를수록 좋지만, 실질적으로 1000℃/초 정도가 상한으로 된다. 여기서, 이러한 평균 냉각 속도(℃/s)는, 예를 들어 열전대 또는 방사 온도계를 사용하여, 강판 온도가 800℃로부터 200℃ 이하로 급랭될 때까지 필요로 하는 시간 t₀(초)을 계측하고, 얻어진 시간 t₀(초)으로부터, (800－200)/t₀으로서 구할 수 있다.

여기서, 가열에 있어서의 강판 온도 Y(℃), 및 가열 시간 X(초)에 대하여, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X가 100초 이상 300초 이하로 되도록 제어한다. 강판의 가열 시간 X와 강판 온도 Y를 상기한 범위 내로 함으로써, 도금 중으로의 Fe의 확산이 제어되고, Al 도금 강판은, 전술한 성형부 내식성과 도장 후 내식성이 우수한 핫 스탬프 부재로 변화된다. 상기 강판 온도 Y가 600℃ 미만인 경우, 또는 800℃를 초과한 경우에는, 성형부 내식성과 도장 후 내식성은 저하된다. 또한, 가열 시간 X가 100초 미만인 경우, 또는 300초를 초과하는 경우에 대해서도, 성형부 내식성과 도장 후 내식성은 저하된다. 핫 스탬프 시의 가열에 대하여, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X는, 바람직하게는 120초 이상이고, 더욱 바람직하게는 150초 이상이다. 또한, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X는, 바람직하게는 280초 이하이고, 더욱 바람직하게는 250초 이하이다.

또한, 가열에 있어서의 강판 온도 Y에 관하여, 강판 온도 Y의 가열 시간 X에 관한 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 경우가, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위 내에 존재하도록 제어한다. 1차 도함수(dY/dX)가 제로로 되는 경우, 강판 온도 Y의 시간 추이 시에 극값이 존재하게 되고, 도금 중으로의 Fe의 확산에 중요한 600℃ 이상 800℃ 이하의 온도 범위에 존재하는 시간이 길어짐과 함께, Fe의 확산 상태를 더 확실하게 제어할 수 있다. 여기서, 「더 확실한 제어」의 뜻에 대하여, 단순히 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 시간만이 중요한 것은 아니다. Fe, Al, Si, Mn, Cr 등의 원소의 확산에 의한 도금의 상 구조의 변화, 나아가서는 A층, B층, C층, D층의 화학 조성은, 시시각각 변화되어 간다. 그 때문에, 그 상 구조나 조성을 제어하기 위해서는, 1차 도함수(dY/dX)가 제로로 되는 상태를 실현하는 것이 가장 중요한 것이다. 이에 의해, 앞서 설명한 바와 같은, B층 및 D층에 있어서의 Mn의 농화 및 Cr의 농화가, 더 확실하게 실현된다. 1차 도함수(dY/dX)가 제로로 되는 경우가, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위 내에 존재함으로써, 상기한 효과가 얻어진다.

여기서, 이상 설명한 바와 같은 열처리 조건에 의거하여 열처리를 행함으로써, 앞서 설명한 바와 같은 A층, B층, C층, D층의 조성이 실현되는 기구에 대해서는, 불분명한 점도 있지만, 이하에 설명하는 현상이 발생하고 있는 것이라고 추정된다. 즉, 상기와 같은 열처리 조건에 의거하여 열처리가 실시됨으로써, Fe에 더하여, 강판에 유래하는 Mn 및 Cr이 도금층 중에 확산되어 간다. 강판에 유래하는 Mn 및 Cr은, 열처리 중에 있어서 일단 도금층의 표면까지 확산된 후, 상기 A층 내지 D층이 형성되어 간다. 여기서, A층 및 C층이 형성되어 가는 과정에서, A층 및 C층에는 함유되기 어려운 원소인 Mn 및 Cr은, 형성되어 있는 A층 및 C층으로부터 층 밖으로 배출되어, 형성되어 있는 B층 및 D층에 농화되어 간다. 따라서, B층 및 D층에 포함되는 Mn 및 Cr의 함유량은, 강판 중에 포함되는 Mn 및 Cr의 함유량보다도 많아지는 경우가 발생할 수 있다. 이상의 확산 현상이 600 내지 800℃ 사이에 발생하는 점에서, 원소의 확산을 제어하기 위해서는, 600 내지 800℃에 있어서의 재료의 가열 시간에 더하여 1차 도함수(dY/dX)를 제어할 필요가 있다. 최종적으로는, 가열이 종료된 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 단계에서는, 이상 설명한 바와 같은 A층 내지 D층의 조성이 실현되는 것이라고 추정된다.

강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위 내에 있어서, 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 횟수는, 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 700℃로 온도를 일정하게 유지하면, 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 횟수는, 1회이다. 또한, 다른 예로서, 900℃의 노에서 가열하고, 승온의 도중에 700℃에 도달한 후에 즉시 600℃의 가열로로 이동하여, 판 온이 600℃로 될 때까지 유지한 후, 다시 900℃의 노에서 가열하는 방법을 채용하면, 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 횟수는, 2회이다. 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 횟수는, 1회 이상이라면 특별히 한정되는 것은 아니지만, 제조 설비가 복잡해져 고비용으로 된다는 이유로부터, 3회 이하인 것이 바람직하다.

또한, 가열에 있어서의 강판 온도 Y는, 300㎜×300㎜의 강판에 대하여 K형 열전대를 스폿 용접하고, 가열 중인 강판 온도를 측정함으로써 구해진다. 이때의 강판 온도는, 0.1초의 시간 간격으로 샘플링하여, 디지털화한다. 강판 온도 Y의 1차 도함수(dY/dX)는, 0.1초의 간격으로 강판 온도를 계측하고, 어느 시점의 강판 온도를 Y1, 그 0.1초 후의 강판 온도를 Y2라고 한 경우, (Y2－Y1)/0.1로부터 구할 수 있다.

(핫 스탬프 후의 후처리에 대하여)

핫 스탬프 부재는, 용접, 화성 처리, 전착 도장 등의 후처리를 거쳐서, 최종 부품으로 된다. 화성 처리로서는, 통상, 인산아연계 피막, 또는 지르코늄계 피막이 부여된다. 또한, 전착 도장으로서는, 통상, 양이온 전착 도장이 사용되는 경우가 많고, 그 막 두께는, 5 내지 50㎛ 정도이다. 전착 도장 후에, 외관 품위나 내식성 향상을 위해, 중도, 상도 등의 도장이 더 실시되는 경우도 있다.

이상, 본 실시 형태에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법에 대하여, 상세하게 설명했다.

실시예

이하, 실시예를 사용하여, 본 발명에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 그 제조 방법에 대하여, 더욱 구체적으로 설명한다. 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 그 제조 방법의 어디까지나 일례에 지나지 않고, 본 발명에 관한 Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재 및 그 제조 방법이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

<실시예 1>

이하의 표 1에 나타내는 바와 같은 강 성분의 냉연 강판(판 두께 1.4㎜)을 공시 재료로 하고, 열간 압연 공정 및 냉간 압연 공정을 거쳐, 연속적으로 재결정 어닐링, 용융 알루미늄 도금 처리를 행하였다. 또한, 표 1에 있어서, 상대적으로 함유량이 많은 Al, Fe 및 Si의 질량 비율은, 반올림에 의해 정수 표시로 하고 있다. 열간 압연 시에 있어서의 권취 온도는, 700℃ 이상 800℃ 이하로 하고, 용융 Al 도금은, 무 산화로-환원로 타입의 라인을 사용하여, 도금 후 가스 와이핑법으로 도금 부착량을 편면 약 30g/㎡ 이상 120g/㎡ 이하로 되도록 조절하고, 그 후 냉각했다. 이 때의 알루미늄 도금욕 조성으로서는, Al-2％ Fe이고, Si는, 3％ 이상 15％였다. 얻어진 Al 도금 강판을, 240㎜×300㎜로 블랭킹하고, 이하의 표 2-1, 표 2-2에 나타낸 바와 같은 조건 하에서 굽힘 R＝5㎜의 해트형으로 성형하고, 50℃/초 이상의 냉각 속도로 급랭하고, 하사점에서의 유지 시간은 10초로 함으로써, 고강도 핫 스탬프 부재를 얻었다.

여기서, 이하의 표 2-1, 표 2-2에 있어서의 열처리 조건 A 내지 F는, 각각 이하와 같은 조건이다.

A: dY/dX＝0으로 되는 상태이고, 가열 시간: 500초, 최고 도달 판 온도: 950℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 200초

B: dY/dX≠0(단조 승온), 가열 시간: 500초, 최고 도달 판 온도: 950℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 60초

C: dY/dX≠0(단조 승온), 가열 시간: 300초, 최고 도달 판 온도: 850℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 150초

D: dY/dX≠0(단조 승온), 가열 시간: 100초, 최고 도달 판 온도: 700℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 30초

E: dY/dX＝0으로 되는 상태이고, 가열 시간: 700초, 최고 도달 판 온도: 1100℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 400초

F: dY/dX＝0으로 되는 상태이고, 가열 시간: 300초, 최고 도달 판 온도: 650℃, 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X: 100초

또한, 사전에 240㎜×300㎜로 블랭킹한 Al 도금 강판에는, K형 열전대를 스폿 용접하고, 가열 중의 강판 온도를 측정해 두었다. 핫 스탬프 가열 중의 강판 온도 Y를 실측한 결과, 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X는, 이하의 표 2-1, 표 2-2에 나타낸 바와 같다.

하기의 표 1에 나타낸 모재를 사용하여, 각종 조건을 바꾸면서 제조한 핫 스탬프 부재에 대하여, Fe-Al계 도금층의 두께 및 A층, B층, C층, D층의 조성을, 전술한 방법에 의거하여 EPMA로 분석함으로써 특정했다. 또한, D층에 대하여, 단면적이 3㎛² 이상 30㎛² 이하인 커켄달 보이드의 개수를, 앞서 설명한 방법에 의거하여 계측했다. 발명예에 해당하는 핫 스탬프 부재의 특정예로서, 도 1에 도시하는 단면상으로부터, 「＋」표의 점을 분석한 결과가 도 2, 도 3, 도 4이다. A층, B층, C층, D층의 각 조성을, 이하의 표 2-1에 정리하여 나타냈다. 또한, 표 2-2에 나타낸 No.20 내지 22의 시료에 대해서는, 본 발명에서 착안한 바와 같은 A층, B층, C층, D층의 4층 구조로는 되지 않았으므로, 각 층의 상세한 조성은 특정하지 않았다.

또한, 각각의 핫 스탬프 부재에 대하여, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성을, 이하의 기준에 의거하여 평가했다.

성형부 내식성은, 이하의 수순으로 평가했다.

상기 수순에 의해 제조한 핫 스탬프 부재인 굽힘 R＝5㎜의 해트 성형품 각각에 대하여, 니혼 파커라이징(주)제 화성 처리액 PB-SX35T를 사용하여 화성 처리를 실시하고, 그 후, 닛폰 페인트(주)제 양이온 전착 도료 파워닉스110을 약 10㎛ 두께로 도장했다. 그 후, 자동차 기술회에서 정한 복합 부식 시험(JASO M610-92)을 60사이클(20일) 실시하여, 성형품의 R부의 적녹의 발생 유무를 확인했다. 성형품에 적녹이 존재한 경우를 평점 「VB(Very Bad)」라고 하고, 마찬가지로 하여 120사이클(40일)의 단계에서 적녹이 존재한 경우를 평점 「B(Bad)」라고 하고, 적녹이 존재하지 않은 경우를 평점 「G(Good)」라고 했다. 「G」를 합격 레벨이라고 하고, 「B」 및 「VB」를 불합격 레벨이라고 했다.

도장 후 내식성은, 이하의 수순으로 평가했다.

마찬가지로, 제조한 해트 성형품의 각각에 대하여, 니혼 파커라이징(주)제 화성 처리액 PB-SX35T로 화성 처리를 실시하고, 그 후, 닛폰 페인트(주)제 양이온 전착 도료 파워닉스110을 약 10㎛ 두께로 도장했다. 그 후, 성형품의 종벽부를 커터로 도막에 크로스컷을 넣고, 자동차 기술회에서 정한 복합 부식 시험(JASO M610-92)을 180사이클(60일) 실시하고, 크로스컷부의 도막의 팽창 폭을 측정했다. 이때, 비교재로서, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA: 부착량 편면 45g/㎡)을 사용하여, 상기와 같은 화성 처리, 전착 도막, 크로스컷을 부여한 것을 시험했다. 도막의 팽창 폭이 GA보다 상회하고 있던 경우를 평점 「B(Bad)」라고 하고, 도막의 팽창 폭이 GA보다 하회하고 있던 경우를 평점 「G(Good)」라고 하고, 도막의 팽창 폭이 GA의 1/2 이하로 하회하고 있던 경우를 평점 「VG(Very Good)」라고 했다. 「G」 및 「VG」를 합격 레벨이라고 하고, 「B」를 불합격 레벨이라고 했다.

상기 기준에 의거한 성형부 내식성 및 도장 후 내식성에 관한 평가 결과를, 이하의 표 2-1, 표 2-2에 정리하여 나타냈다. 또한, 표 2-2에 나타낸 No.20 내지 No.22의 시료에 대해서는, Fe-Al계 도금층의 층수가 본 발명의 범위 외로 되었기 때문에, Fe-Al계 도금층의 상세한 조성에 대해서는 측정을 행하지 않고, 얻어진 시료의 평가도 실시하지 않았다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

상기 표 2-1로부터 명확해진 바와 같이, 본원의 발명예에 해당하는 No.1 내지 No.16의 시료는, 비교예에 해당하는 No.17 내지 No.19의 시료에 비해, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성 모두 우수한 것을 알 수 있다.

<실시예 2>

실시예 1과 같은 제법으로 핫 스탬프 부재를 얻을 때에, 도금욕 조성으로 하고, 또한, Mg 또는 Ca을 0.02질량％ 이상 2질량％ 이하 함유시켜 핫 스탬프 부재를 얻은 결과를, 이하의 표 3에 나타냈다. 여기서, 열처리 조건으로서는, 실시예 1에 있어서의 조건 「A」를 채용했다. 또한, Mg 또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층의 두께를, 단면 SEM에 의해 조사한 결과를, 이하의 표 3에 합쳐서 나타냈다. 또한, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성의 평가 기준은, 실시예 1과 마찬가지이다.

[표 3]

상기 표 3으로부터 명확해진 바와 같이, Mg 또는 Ca의 산화물로 이루어지는 산화물층의 바람직한 두께를 0.1㎛ 이상 3㎛ 이하로 한, 표 3의 발명예에 해당하는 No.31 내지 No.33의 시료는, 표 2-1에 있어서의 No.10의 시료와 비교하여, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성의 양쪽이 더 우수한 것을 알 수 있다.

<실시예 3>

실시예 1과 마찬가지로, 표 1에 나타내는 강 성분의 냉연 강판(판 두께 1.4㎜)을 공시 재료로 하고, 열간 압연 공정 및 냉간 압연 공정을 거쳐서, 연속적으로 재결정 어닐링, 용융 알루미늄 도금 처리를 행하였다. 열간 압연 시에 있어서의 권취 온도는, 700℃ 이상 800℃ 이하로 하고, 용융 Al 도금은, 무 산화로-환원로 타입의 라인을 사용하여, 도금 후 가스 와이핑법으로 도금 부착량을 편면 약 30g/㎡ 이상 120g/㎡ 이하로 되도록 조절하고, 그 후 냉각했다. 이 때의 도금욕 조성을, 이하의 표 4에 나타냈다.

얻어진 Al 도금 강판을, 240㎜×300㎜로 블랭킹하고, 가열한 후, 핫 스탬프를 위해, 실시예 1의 열처리 조건 A로서 나타내는 조건에서 가열하고, 해트형으로 성형하고, 50℃/초 이상의 냉각 속도로 급랭하고, 하사점에서의 유지 시간은 10초로 함으로써, 고강도 핫 스탬프 부재를 얻었다.

또한, 사전에 240㎜×300㎜로 블랭킹한 Al 도금 강판에는, K형 열전대를 스폿 용접하고, 가열 중의 강판 온도를 측정해 두었다. 핫 스탬프 가열 중의 강판 온도 Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X를 측정했다. 상세한 제조 조건을, 이하의 표 6에 나타냈다.

이와 같이 하여 제조한 핫 스탬프 부재에 대하여, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성을, 실시예 1과 동일한 기준으로 평가하고, 얻어진 결과를 이하의 표 4에 맞추어 나타냈다.

[표 4]

상기 표 4로부터 명확해진 바와 같이, 본원의 발명예에 해당하는 No.41 내지 No.42의 시료는, 비교예에 해당하는 No.43 내지 No.44의 시료와 비교하여, 성형부 내식성 및 도장 후 내식성이 우수한 것을 알 수 있다.

이상, 첨부 도면을 참조하면서 본 발명의 적합한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명했지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술의 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자라면, 특허 청구범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에 있어서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명확하고, 이것들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해해야 한다.

본 발명에 따르면, 도장 후 내식성이 우수한 Fe-Al계 도금 고강도 핫 스탬프 부재와 그 제조 방법을 제공할 수 있고, 자동차 충돌 안전성의 향상이나, 자동차 경량화에 의한 연비 향상과 CO₂ 등의 배기 가스의 삭감으로 연결된다.

Claims (6)

1. 모재의 편면 또는 양면 상에 위치하는 Fe-Al계 도금층을 갖고 있고,
   상기 모재는, 질량％로,
   C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하
   Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하
   Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하
   P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
   S: 0.0001％ 이상 0.100％ 이하
   Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
   Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하
   B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하
   N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하
   를 함유하고, 잔부가, Fe 및 불순물로 이루어지고,
   상기 Fe-Al계 도금층은, 두께가 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고, 또한 표면으로부터 상기 모재를 향해 차례로, A층, B층, C층, D층의 4층으로 구성되어 있고,
   상기 4층의 각각은, 이하에 나타내는 성분을 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부가 불순물인 Fe-Al계 금속간 화합물로 이루어지고,
   A층 및 C층
   Al: 40질량％ 이상 60질량％ 이하
   Fe: 40질량％ 이상 60질량％ 미만
   Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)
   Mn: 0.5질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)
   Cr: 0.4질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)
   B층
   Al: 20질량％ 이상 40질량％ 미만
   Fe: 50질량％ 이상 80질량％ 미만
   Si: 5질량％ 초과 15질량％ 이하
   Mn: 0.5질량％ 이상 10질량％ 이하
   Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하
   D층
   Al: 20질량％ 미만(0질량％를 포함하지 않음)
   Fe: 60질량％ 이상 100질량％ 미만
   Si: 5질량％ 이하(0질량％를 포함하지 않음)
   Mn: 0.5질량％ 이상 2.0질량％ 이하
   Cr: 0.4질량％ 이상 4질량％ 이하
   상기 D층은, 내부에, 단면적이 3㎛² 이상 30㎛² 이하인 커켄달 보이드(Kirkendall void)를, 10개/6000㎛² 이상 40개/6000㎛² 이하 함유하고,
   이 때 상기 D층에 함유된 커켄달 보이드의 개수 밀도는, 상기 Fe-Al계 도금층에 대하여, 주사형 전자 현미경을 사용한 방법에 의해, 상기 A층, 상기 B층, 상기 C층, 상기 D층의 4층을 특정하여 각각 구별한 후, 동일한 시야를 배율 1000배의 조성상으로 촬영하여 얻어진 조성상에 있어서 상기 D층의 내부에 존재하는 검은 콘트라스트의 부분을 커켄달 보이드로서 특정하고, 검게 관찰된 입자를 타원으로 둘러싼 때의 가장 긴 직경과 짧은 직경을 측정하여 얻어진 긴 직경과 짧은 직경의 평균값의 절반을 반경 r로서 취급하고 πr²로 부여되는 값을 상기 커켄달 보이드의 단면적의 크기로 하고, 또한 1000배의 관찰 시야에 있어서 상기 Fe-Al계 도금층을 두께 60㎛×길이 100㎛의 직사각형으로 둘러싼 영역의 내부에 포함되는 상기 D층 내의 상기 커켄달 보이드의 개수를 카운트한 결과를, 상기 커켄달 보이드의 개수 밀도(개수/6000㎛²)로 하는 방법으로 측정되는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.
2. 제1항에 있어서, 상기 A층의 표면에, Mg 및/또는 Ca의 산화물로 이루어지는, 두께가 0.1㎛ 이상 3㎛ 이하인 산화물층을 더 갖는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 모재는, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 질량％로,
   W: 0.01 내지 3.00％
   Mo: 0.01 내지 3.00％
   V: 0.01 내지 2.00％
   Ti: 0.005 내지 0.500％
   Nb: 0.01 내지 1.00％
   Ni: 0.01 내지 5.00％
   Cu: 0.01 내지 3.00％
   Co: 0.01 내지 3.00％
   Sn: 0.005 내지 0.300％
   Sb: 0.005 내지 0.100％
   Ca: 0.0001 내지 0.01％
   Mg: 0.0001 내지 0.01％
   Zr: 0.0001 내지 0.01％
   REM: 0.0001 내지 0.01％
   의 적어도 어느 것을 더 함유하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재.
4. 질량％로,
   C: 0.1％ 이상 0.5％ 이하
   Si: 0.01％ 이상 2.00％ 이하
   Mn: 0.3％ 이상 5.0％ 이하
   P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
   S: 0.0001％ 이상 0.100％ 이하
   Al: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
   Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하
   B: 0.0002％ 이상 0.0100％ 이하
   N: 0.001％ 이상 0.010％ 이하
   를 함유하고, 잔부가, Fe 및 불순물로 이루어지는 모재 성분을 갖는 강의 슬래브를, 열간 압연, 산세, 냉간 압연하고, 그 후에 어닐링과 용융 알루미늄 도금을 연속적으로 실시한 강판을 블랭킹한 후에, 블랭킹 후의 상기 강판을 가열 설비에 투입하고 나서 취출할 때까지의 가열 시간을 150초 이상 650초 이하로 하고, 당해 블랭킹 후의 강판을 850℃ 이상 1050℃ 이하에서 가열하고, 직후에 원하는 형상으로 성형하고, 30℃/초 이상의 냉각 속도로 급랭하는 것이고,
   상기 용융 알루미늄 도금에 사용하는 용융 알루미늄 도금욕의 조성은,
   Al: 80질량％ 이상 96질량％ 이하
   Si: 3질량％ 이상 15질량％ 이하
   Fe: 1질량％ 이상 5질량％ 이하
   를 합계가 100질량％ 이하로 되도록 함유하고, 잔부는 불순물로 이루어지고,
   상기 가열에 있어서의 강판 온도 Y(℃), 가열 시간 X(초)에 대하여, Y가 600℃ 이상 800℃ 이하에 있는 가열 시간 X가 100초 이상 300초 이하로 되고, 또한 강판 온도 Y에 대하여, Y의 X에 관한 1차 도함수(dY/dX)가 0으로 되는 경우가, Y가 600℃ 이상 800℃ 이하의 범위 내에 존재하도록 제어하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.
5. 제4항에 있어서, 상기 용융 알루미늄 도금욕의 조성은, 또한, Mg 또는 Ca의 적어도 어느 것을, 합계로 0.02질량％ 이상 3질량％ 이하 함유하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.
6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 슬래브는, 모재 성분으로서, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 질량％로,
   W: 0.01 내지 3.00％
   Mo: 0.01 내지 3.00％
   V: 0.01 내지 2.00％
   Ti: 0.005 내지 0.500％
   Nb: 0.01 내지 1.00％
   Ni: 0.01 내지 5.00％
   Cu: 0.01 내지 3.00％
   Co: 0.01 내지 3.00％
   Sn: 0.005 내지 0.300％
   Sb: 0.005 내지 0.100％
   Ca: 0.0001 내지 0.01％
   Mg: 0.0001 내지 0.01％
   Zr: 0.0001 내지 0.01％
   REM: 0.0001 내지 0.01％
   의 적어도 어느 것을 더 함유하는, Fe-Al계 도금 핫 스탬프 부재의 제조 방법.

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