KR20080108163A

KR20080108163A - 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판의 열간 프레스 방법

Info

Publication number: KR20080108163A
Application number: KR1020087029007A
Authority: KR
Inventors: 마사요시 스에히로; 준 마끼; 마사히로 후다; 도시히로 미야꼬시; 요시히사 다까다; 하루히꼬 에구찌; 데루아끼 이자끼; 가즈히사 구스미
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2001-06-15
Filing date: 2002-06-14
Publication date: 2008-12-11
Also published as: AU2002309283B2; CN100370054C; KR100836282B1; WO2002103073A3; CN1531604A; WO2002103073A2; KR20070119096A; KR20040007718A; KR20070087240A; TWI317383B

Abstract

본 발명은 차량용 고강도 부재, 특히 차량의 차대 부품과 같이 고강도를 요구하는 부재를 생산하는 데 사용되는 열간 프레스 방법을 제공한다. 보다 상세하게는, 본 발명은 열간 성형 후 고강도가 얻어지는 열간 성형(열간 성형)에 적절한 알루미늄 도금 강판 또는 알루미늄-아연 도금 강판과, 이를 생산하는 방법을 제공한다. 또한, 본 발명은 프레스 성형 동안의 도금층의 합금 반응을 억제하고 아름다운 외양을 갖는 용융 알루미늄 도금 강판과 도장-후 내식성이 뛰어난 열간 프레스용 알루미늄계 강판을 제공한다. 구체적으로, 본 발명은, 질량으로서, C: 0.05 내지 0.7 ％, Si: 0.05 내지 1 ％, Mn: 0.5 내지 3 ％, P: 0.1 ％ 이하, S: 0.1 ％ 이하 및 Al: 0.2 ％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti: 0.01 내지 0.8 ％, Cr: 3 ％ 이하, Mo: 1 ％ 이하 중 선택된 하나 이상의 원소(들)를 다음 화학식 1: Ti + 0.5×Mn + Cr + 0.5×Mo 〉 0.4 을 만족하도록 함유하는 강의 표면 상에 전체적으로 질량이 0.1 ％보다 많은 Cr 및 Mn을 함유한 Fe-Al계 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 내열성과 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 도금 강판을 제공하다.

알루미늄계 도금 강판, 프레스, 내식성, 내열성, 피막

Description

고강도 알루미늄계 합금 도금 강판의 열간 프레스 방법{HOT PRESS METHOD OF HIGH-STRENGTH ALLOYED ALUMINUM-SYSTEM PALTED STEEL SHEET}

본 발명은 고온 프레스에 의해 생성되고 강도를 요구하는 차량 부품용 조직 부재로서 대표되는 부재에 적절한 알루미늄계 합금 도금 강판의 제조 방법에 관한 것으로, 상세하게는 차량 등의 차대 부품과 같이 고강도가 요구되는 부재 및 이런 부재를 생성하는 데 사용되는 강재에 관한 것이다.

글로벌 환경 문제에 기인하는 차량 경량화를 추구함에 있어, 차량용 강판은 최고의 가능 강도를 가져야만 한다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 계속 증가시키면, 신율과 r-값은 저하되고 이에 따라 성형성은 악화된다. 따라서, 강판은 고강도, 고성형성 및 형상 고정성을 동시에 가질 것이 요구된다.

이런 문제에 대한 하나의 해결책이 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용해서 생성된 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이고 TRIP강의 적용은 최근 계속해서 증가하고 있다. 그러나, 비록 TRIP강을 이용해서 성형성이 뛰어난 1,000 MPa급 고강도강을 생성하는 것이 가능하더라도, 예컨대 강도가 1,500 MPa 이상의 초고강도 강판과 같은 고강도 강판에서 양호한 성형성을 얻는 것은 어 렵다. 또한, 이 기술로는 형상 고정성의 문제점을 해결하기가 어렵다.

이런 문제점들에 대처하기 위해, 고강도 및 고성형성을 조화시키는 다른 수단으로서 최근 관심을 끌고 있는 기술인 온간 프레스(warm press) 기술이 있다. 일본 비심사 특허 공보 제2000-234153호에는 온간 상태에서 강판을 성형하고 성형중 생성된 열을 이용해서 제조함으로써 강도를 증가시키는 기술이 개시된다. 이 기술은 강의 성분을 적절히 제어하고 페라이트 온도 범위에서 강판을 가열하고 이 온도 범위의 석출 강화를 이용함으로써 강도를 증가시키는 것을 목표로 한다.

일본 비심사 특허 공보 제2000-87183호에서는 성형 동안 어떤 온도에서의 항복 강도가 실온에서의 항복 강도보다 훨씬 낮게 감소하는 고강도 강판을 제시하며, 프레스 성형의 정밀도 증가를 목표로 한다. 그러나, 이 기술에 의해 얻어진 강도는 제한적일 수 있다.

이런 단점을 극복한 기술로서, 오스테나이트 단상이 형성되는 온도 범위까지 강판을 가열하고 이것을 프레스 성형 동안 냉각시키는 기술이 논문(SAE, 2001-01-0078)에 개시된다.

이는 800 ℃ 이상의 고온으로 강판을 가열한 상태에서 강판을 성형하고 이를 통해 고강도 강판의 성형 문제를 해결하고 뒤이어 성형 후 이것을 냉각부에서 급냉(quenching)함으로써 원하는 재료적 성질을 얻는 기술이다. 그러나, 이 기술은 대기중 가열을 포함하기 때문에, 산화물이 강판의 표면 상에 생성되고 하부 공정에서 산화물을 제거해야만 한다. 가열 동안의 산화를 억제하기 위해 알루미늄 도금을 가하는 기술도 상기 논문(SAE, 2001-01-0078)에 개시되어 있다.

다른 수단으로서, 실온에서 강판을 성형한 후, 강판의 일부를 급속 가열하고 급속 냉각시켜서 이를 급냉함으로써 고강도를 얻는 수단이 채택될 수 있다. 이 경우, 강판을 국부적으로 가열함으로써, 고강도가 요구되는 부분만의 강도를 증가시키는 것이 가능하다. 일본 비심사 특허 공보 제2000-83640호는 이런 기술을 개시하고 있으며 0.15 내지 0.5 ％의 탄소를 함유한 강판이 이를 위해 사용된다.

열간 성형 기술 및 열간 성형시 알루미늄 도금 강판을 적용하는 기술이 상술한 종래 기술에 개시된다. 그러나, 종래 기술에서, 강판이 800 ℃ 이상의 고온까지 가열되면, Fe는 짧은 시간동안 표면까지 확산되고 알루미늄 도금층은 이하 "알루미늄계 합금 도금층"으로 지칭되는 금속간 화합물로 변화된다. 알루미늄계 합금 도금층은 아주 경질이고 취성을 갖기 때문에, 알루미늄계 합금은 때로 크랙을 발생하고 분말 상태로 박리됨으로서 도장-후 내식성 악화가 문제된다. 크랙이 발생되지 않더라도, 알루미늄 도금 강판은 도장-후 내식성이, 예컨대 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판과 같이 다른 표면 처리된 강판보다 열악한 경우가 있다. 보다 상세하게는, 도장-후 내식성은 고온에서의 성형 후 평가되며, 십자형으로 절단하는 것과 같이 스크래치가 가해지면, 모강(base steel)의 부식은 그 부분으로부터 깊이 방향으로부터 전파되어서 용융 아연 도금되거나 합금화 용융 아연 도금된 희생 방식식 강의 경우보다 더 진행하기 쉽다.

또한, 박리된 도금층이 다이스에 쌓여서 압착 중에 결함을 발생시킬 가능성도 있다. 그 이유는 비록 도금층이 열간 성형 가공을 견딜 수 있더라도 고온 중에서 전체 부분을 가공하기가 실질적으로 어렵고 가공이 지체되고 온도가 떨어진 부 분에서 박리되기 쉽다는 도금층의 문제가 있기 때문이다. 여기에서의 다른 문제점은, 온도 하강시, 모강은 급냉의 결과로서 주로 마르텐사이트로 구성된 경질 조직을 구성하고, 따라서 응력이 급등하기 쉽다는 점이다.

본 발명자들은 상술한 문제점들을 해결하기 위한 기초 연구를 수행하였으며, 그 결과 고온 성형 후 강판의 표면 상에 전체적으로 0.1 ％보다 많은 Cr 및 Mn을 함유한 Fe-Al계 피막을 함으로써 도장-후 내식성이 뛰어난 도금 강판이 생성될 수 있었음을 발견하였다. 열간 성형을 받고 국부적으로 급속 가열된 후의 알루미늄계 도금층은 그 표면까지 알루미늄계 합금 도금층으로 변태되며, 이 금속간 화합물은 아주 취약해서 가공 동안 크랙을 발생시키기 쉽다. 본 발명에서 한정된 알루미늄계 도금 강판이란 적어도 70 ％의 Al 및 Fe 함량으로 구성된 도금층을 갖는 도금 강판을 의미한다. 또한, 이 도금층은 모강 시트보다 더 높은(nobler) 전위를 갖기 때문에, 모강의 부식은 크랙으로부터 시작해서 개시되며 도장-후 내식성은 악화되기 쉽다. 도장-후 내식성 악화를 방지하기 위해서 알루미늄계 합금 도금층에 Mn을 첨가하는 것이 아주 효과적이다. Mn의 기능은 아직 밝혀지지 않았지만, Mn은 합금층의 전위를 제어함으로써 Fe-Al계 도금층의 전위를 강판의 전위에 가깝게 가져가는 역할을 하며, 이 기능외에도, Mn은 도장전 처리인 인산염 처리에서 인산염 결정의 형상도 제어할 가능성도 있다고 한다.

극히 뛰어난 내열성, 특히 가공후 내열성이 모강 성분으로서 C, Si, Mn, P, S 및 Al의 양을 구체화하고 그 첨가가 효과적인 Ti, Cr 및 Mo를 다음 화학식 1을 만족하도록 첨가함으로써 얻어질 수 있다. 이들 원소는 Al 및 Fe 사이의 확산을 가속시키고, 이렇게 함으로써 크랙이 도금층에 발생되더라도 Fe와 Al사이의 반응이 크랙의 주위로부터 진행되어서 모강은 거의 노출되지 않는 것으로 평가된다.

[화학식 1]

Ti + 0.5×Mn + Cr + 0.5×Mo 〉 0.4

또한, 본 발명자들은 강의 성분으로서 N, Nb, V, Ni, Cu, B, Sn 및 Sb를 첨가함으로써, 더 뛰어난 도장-후 내식성이 얻어질 수 있었음을 알았다.

한편, 합금 처리후의 도금층은 Si를 더 함유하는 것이 유리하며, 또한 Zn, Mg 등을 첨가함으로써 더 나은 내식성이 얻어진다. 합금층의 Al 함량은 합금층의 크랙을 억제한다는 관점에서 35 ％ 이하인 것이 중요하다. 또한, 바람직하게는, Fe-Al 합금층의 두께는 도장-후 내식성의 관점에서 3 내지 35 ㎛여야 한다.

*또한, 상술한 문제점을 극복하기 위해, 본 발명자들은 합금 처리후 알루미늄계 강판의 가공성에 영향을 미치는 인자들에 대해 상세히 연구했으며, 다음과 같은 사실을 알게 되었다. 즉, 알루미늄계 합금 도금층과 모강은 모두 경질이기 때문에 내부 응력은 증가하지만, 연질층이 알루미늄계 합금 도금층과 모강 사이에 존재하기 때문에 응력은 감소되어서 내박리성이 뚜렷하게 개선된다. 연질층은 페라이트 상으로 구성되며, 연질층의 두께가 1 ㎛ 이상이라는 사실로 인해 합금층의 크랙이 모강까지 전파되는 것을 방지하는 것으로 평가된다.

또한, 상술한 문제점을 극복하기 위해, 본 발명자들은 합금 처리후 알루미늄계 강판의 가공성에 영향을 미치는 인자들을 상세히 연구했으며, 다음과 같은 것을 알게 되었다. 즉, 가열 조건을 최적화함으로써 도금층이 박리를 방지할 수 있다. 그 이유는 명료하지 않지만, 도금층이 가열 조건에 따라 합금되고 상 조직이 복잡하게 변화되고 가공성을 얻기 위한 적절한 상 조직이 있는 것으로 평가된다. 본 발명의 요점은 다음과 같다.

(1) 강판의 표면 상에 전체적으로 0.1 ％보다 많은 Cr 및 Mn을 함유한 Fe-Al계 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(2) 중량 %로서, C: 0.05 내지 0.7 ％, Si: 0.05 내지 1 ％, Mn: 0.5 내지 3 ％, P: 0.1 ％ 이하, S: 0.1 ％ 이하 및 Al: 0.2 ％ 이하를 함유하고, 추가로 Ti: 0.01 내지 0.8 ％, Cr: 3 ％ 이하, Mo: 1 ％ 이하 중 선택된 하나 이상의 원소(들)를 다음 화학식 1을 만족하도록 함유하는 강의 표면 상에 전체적으로 질량이 0.1 ％보다 많은 Cr 및 Mn을 함유한 Fe-Al계 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

[화학식 1]

Ti + 0.5×Mn + Cr + 0.5×Mo 〉 0.4

(3) 항목 (2)에 있어서, 강은 중량 %로서 N: 0.1 ％ 이하, Nb: 0.1 ％ 이하, V: 0.1 ％ 이하, Ni: 1 ％ 이하, Cu: 1 ％ 이하, B: 0.0003 내지 0.03 ％, Sn: 0.1 ％ 이하 및 Sb: 0.1 ％ 이하 중 선택된 하나 이상의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(4) 항목 (1)에 있어서, 강은 중량 %로서, C: 0.15 내지 0.55 ％, Si: 0.5 ％ 이하, Mn: 0.2 내지 3 ％, P: 0.1 ％ 이하, S: 0.04 ％ 이하, Al: 0.01 내지 0.1 ％ 및 N: 0.01 ％ 이하를 함유하고, B: 0.0002 내지 0.0050 ％, Ti: 0.01 내지 0.8 ％, Cr: 2 ％ 이하, Mo: 1 ％ 이하, Ni: 1 ％ 이하, Cu: 0.5 ％ 이하 및 Sn: 0.2 ％ 이하 중 선택된 하나 이상의 원소(들)를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

*(5) 항목 (1) 내지 항목 (4) 중 어느 하나에 있어서, Fe-Al계 피막은 1 내지 20 ％의 Si를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(6) 항목 (1) 내지 항목 (5) 중 어느 하나에 있어서, Fe-Al계 피막층의 Al 농도가 35 중량％ 이하인 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(7) 항목 (1) 내지 항목 (6) 중 어느 하나에 있어서, Fe-Al계 피막은 Zn: 1 내지 50 ％와 Mg: 0.1 내지 10 ％중 어느 하나 또는 이들 모두를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(8) 항목 (1) 내지 항목 (7) 중 어느 하나에 있어서, Fe-Al계 피막층의 두께가 3 내지 35 ㎛인 것을 특징으로 하는 내열성 및 도장-후 내식성이 뛰어난 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(9) 항목 (1) 내지 항목 (8) 중 어느 하나에 있어서, 강판 표면 상의 주로 Fe-Al로 구성된 피막층과, 피막층의 저면에서 두께가 2 ㎛ 이상에서 강판 두께의 1/10 이하까지인 페라이트 층과, 페라이트 층의 저면에서 주로 마르텐사이트로 구성된 모강을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(10) 항목 (9)에 있어서, 강판 표면 상의 알루미늄계 합금 도금층과 금속간 화합물 층의 저면에서의 페라이트 층은 Si를 함유하는 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(11) 항목 (9) 또는 항목 (10)에 있어서, 페라이트 상(phase)의 경도는 200 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(12) 항목 (1) 내지 항목 (11) 중 어느 하나에 있어서, 상기 도금 강판은 차량 부재의 적어도 일부분으로 이용되는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(13) 항목 (1) 내지 항목 (12) 중 어느 하나에 있어서, 표면의 적어도 일부 상에 두께가 1 내지 200 ㎛인 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판.

(14) 차량 부재가 강 성분으로서 중량 %로 C : 0.05 내지 0.7%를 함유한 강을 Al로 구성된 금속으로 도금함으로써 생산된 강판을 사용하여 열간 프레스에 의해 생산될 때, 종축을 가열온도, 횡축을 가열시간으로 하는 관계에서 상기 부재는 아래의 영역 A, B, C 및 D를 잇는 선보다도 긴 시간측의 가열조건으로, 850~1200℃에서 가열된 후 프레스 성형에 의해 성형되고 부재의 적어도 일부는 10 ℃/sec 이 상의 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 차량 부재용 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판의 열간 프레스 방법.

A(850 ℃, 15분), B(900 ℃, 6분), C(1,050 ℃, 1.5분), D(1,200 ℃, 0.3분)

본 발명은 고강도 자동차 부품을 형성하기 위한 열간 프레스 방법을 제공하며 장래 자동차의 중량 감소에 크게 기여할 것이다.

실시예 1

이하 본 발명에서 사용된 강판의 화학 조성을 설명하기로 한다.

C: 본 발명에 따른 강판은 성형 후 1,000 MPa 이상의 강도를 가지며, 고온 프레스 후 강판을 급속 냉각시켜서 그 조직을 주로 마르텐사이트로 구성된 조직으로 변태킴으로써 얻어진다. 이때, C의 함량은 0.05 ％ 이상인 것이 바람직하며, 안정적으로 고강도를 얻기 위해서는 0.1 ％ 이상의 함량이 보다 바람직하다. 한편, C의 함량이 0.7 ％ 이상으로 증가되더라도, 강도는 포화되며 또한 용접 크랙이 발생되기 쉬우므로, 상한은 0.7 ％로 설정된다.

Si: Si 함량이 너무 낮으면 피로성이 악화되기 때문에, 0.05 ％ 이상의 첨가량이 바람직하다. 그러나, Si는 재결정 소둔 동안 강판 표면 상에 안정적인 산화막을 형성하고 알루미늄 도금성을 방해하는 원소이기도하다. 이런 이유로 해서, Si의 상한은 1 ％로 설정된다.

Mn: Mn은 강판의 경화능을 개선하는 원소로서 잘 알려져 있다. 또한, Mn은 불가피한 불순물인 S에 의해 야기되는 고온 취성을 방지하기 위해 필요한 원소이다. 이런 이유로 해서, 0.5 ％ 이상의 첨가량이 양호하다. 또한, Mn은 알루미늄 도금 후의 내열성도 개선한다. 그러나, Mn 첨가량이 3 ％를 초과하면 급냉 후 충격성이 악화될 수 있기 때문에, 이 값이 상한으로 결정된다.

Ti: Ti는 알루미늄 도금층의 내열성에 가장 많은 영향을 준다. 본 발명에서와 같이 강판이 900 ℃를 초과하는 것과 같은 온도 범위에서 사용되는 경우, 내열성의 관점에서 Ti 첨가가 양호하며, 그 효과를 달성하기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가량이 바람직하다. 그러나, Ti는 C와 TiC를 형성해서 강도에 기여하는 C의 양을 감소시키기 때문에, Ti 첨가량에 대응해서 C의 양을 증가시킬 필요가 있다. 또한, Ti의 효과는 약 0.1 ％의 양에서 포화되므로, 이 값이 상한으로 결정된다.

Cr: Cr은 Mn과 Ti와 같이 알루미늄 도금 후 내열성 개선에 기여한다. 그러나, Si에서와 마찬가지로 Mn은 강판의 표면 상에 안정적인 산화막을 형성함으로써 알루미늄 도금성을 악화시킨다. 또한, Cr은 비교적 고가의 원소이며, 따라서 첨가시 상한은 3 ％로 설정된다.

Mo: Mo는 Mn, Ti 및 Cr과 같이 알루미늄 도금 후 내열성 개선에 기여하며 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo는 비교적 고가의 원소이며 그 효과는 포화되므로 그 상한은 1 ％로 설정된다.

본 발명에서, Ti, Mn, Cr 및 Mo와 같이 알루미늄 도금 후 내열성을 개선하는 원소를 다음 화학식을 만족하도록 첨가하는 것이 양호하다. 특히, Ti와 Cr은 가열중 도금층의 박리를 억제하는 효과가 있다. 또한, Mn은 비교적 풍부하게 첨가되어 서 내열성에 크게 기여할 수 있다.

[화학식 1]

Ti + 0.5×Mn + Cr + 0.5×Mo 〉 0.4

본 발명은 P, S 및 Al이 강에 추가로 첨가되는 것으로 규정하였다. 그러나, P와 Al은 강의 연성과 피로 강도를 악화시키며 S는 강의 인성을 악화시키기 때문에, 그 상한은 이들 각각에 대해 결정된다. 또한, 경우에 따라서 Ni, Nb, V, N, Cu, B, Sn 및 Sb 중 하나 이상이 강에 함유될 수 있다. Ni와 Cu는 강의 내식성에 기여하며 B는 경화능을 개선한다.

많은 경우에, 강판은 알루미늄 도금층이 합금되고 이어서 도장된 후 사용된다. 이 경우, 도장-후 내식성은 알루미늄계 합금 도금층에서 Mn과 Cr의 양에 의해 영향을 받는다. 이들 원소의 양이 0.1 ％ 이상이면 양호한 도장-후 내식성이 얻어진다. Mn과 Cr을 첨가하는 방법으로서, 강 성분을 확산시키는 방법과 도금욕에 이 성분들을 첨가하는 방법이 있으며, 첨가량이 0.1 ％ 이상인 한 어느 방법이라도 효과를 달성할 수 있다. 알려진 바에 따르면, 하나 내지 다섯 개의 상이 도금의 침적량, 강 조성, 가열 조건 등에 따라 알루미늄계 합금 도금층에 공존할 수 있다. 표면 근처에서의 상의 영향은 특히 크기 때문에, 상들을 분석할 때, 양호하게는, EPMA 정량 분석 등과 같은 수단을 사용해서 표면으로부터의 깊이가 5 ㎛인 영역의 단면 상의 약 5 부분에서 그것들을 측정하고 그 평균을 계산함으로써 판단한다. 후술하는 바와 같이, 용융 알루미늄 도금의 경우 Si를 첨가하는 것이 공통적이고, 이 경우, Si는 알루미늄계 합금 도금층에 추가로 함유된다. 그 양은 약 1 내지 20 ％이고 하나 내지 다섯 개 상의 알루미늄계 합금 도금층에서 Si 양은 상당히 다를 수 있다. 비록 하나 내지 다섯 상의 Fe-Al계 피막은 Fe₂Al₅, FeAl₃, Fe₃Al, FeAl, Al 용해 페라이트 등 다양한 조성을 가질 수 있지만, 어느 조성에서도, Mn과 Cr의 총량이 0.1 ％ 이상인 한 안정적인 도장-후 내식성이 얻어질 수 있다. 다수의 상이 존재할 때 어느 상을 분석해야 하는지와 관련해서, Mn과 Cr은 도장-후 내식성의 개선에 기여한다고 알려져 있고 부식 현상은 거시적인 현상이기 때문에, 본 발명자들은 다수의 상들이 존재하더라도 무작위적으로 약 다섯 부분에서 이들을 분석함으로써 일반적인 정보가 얻어질 수 있고 이렇게 함으로써 판단될 수 있다고 생각한다. 또한, 가열 후의 단면 조직을 관찰하기 위해 단면을 2 내지 3 ％의 니트랄(nitral)로 에칭하는 것으로 규정된다. 이는 특히 가열 시간이 더 길 때 형성된 모재 금속과 Al 용해 페라이트 사이의 계면은 에칭없이 관찰될 수 없기 때문이다.

알루미늄 도금의 침적량은 내식성, 용접성, 가공성 등에 영향을 미친다. 침적량이 너무 적다면 도장-후 내식성은 불충분하고, 침적량이 너무 많다면 용접성과 가공성은 악화된다. 가공성과 관련해서, 가공성 악화는 취성의 알루미늄계 합금 도금층이 가열 후 프레스 동안 박리되기 쉽기 때문이다.

알루미늄 도금 방법은 특별히 규제되지 않으며, 용융 도금 방법, 전해 도금 방법, 진공 증착 방법, 클래드 방법 등이 이용될 수 있다. 현재 산업상 가장 널리 이용되는 방법은 용융 도금 방법이며, 일반적으로 Al-10 ％Si가 도금욕 내에 주로 사용되며 Fe가 불가피한 불순물로서 여기에 함유된다. 이외에도, Cr과 Mn의 첨가 가 도장-후 내식성을 개선한다는 것은 이미 상술하였다. 다른 첨가 원소로서는, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi, 미시메탈(misch metal) 등이 지명되며, 도금층이 주로 Al로 구성되는 한 이들 원소들이 적용될 수 있다.

본 발명은 알루미늄 도금의 전처리와 후처리를 특별히 한정하지 않는다. 도금 전처리로서, Ni, Cu, Cr 또는 Fe 등의 사전 도금이 지명되며 이들 중 어느 것이라도 채택될 수 있다. 도금 후처리로서, 주요 녹 방지 및 윤활을 목적으로 한 크롬산염 처리, 수지 피복 처리 등이 지명되지만 유기물 수지는 가열되었을 때 없어지므로 양호하지 않다. 크롬산염 처리와 관련해서, 6가 크롬에 대한 최근의 규제를 고려하면 전해액 크롬산염 등과 같은 3가 크롬을 함유한 처리막이 양호하다. 비유기물계 크롬산염 처리가 아닌 다른 후처리가 적용될 수 있다. 윤활을 목적으로 해서 미리 산화 알루미늄, 산화 규소, MoS₂ 등의 처리를 적용하는 것도 가능하다.

실시예 2

이하 본 발명에 따른 실시예 2에서 강 성분의 규제 이유에 대해 설명하기로 한다.

N은 불가피하게 포함되는 원소이고 B가 첨가되지 않았을 때에는 특별히 규정되지 않지만, B가 첨가되었을 때 그리고 그양이 과도하게 많을 때 Ti의 첨가량은 증가되어야만 한다. 결국, 최종적으로 생성된 TiN의 양은 증가하고 고온 크래킹이 발생한다는 문제와 비용도 증가한다는 문제가 있다. 따라서, 그 상한은 0.1 ％로 설정된다.

B는 프레스 성형 동안 또는 프레스 성형 후 냉각시의 경화능을 증가시키기 위해 첨가되며, 그 효과를 달성하기 위해 0.0002 ％ 이상의 첨가가 필수적이다. 그러나, 첨가량이 과도할 때, 고온 크래킹의 문제가 있으며 그 효과는 포화된다. 따라서, 상한은 0.03 ％로 설정된다.

Ni, Cu 및 Sn은 고온 가열 중에 알루미늄 도금층을 합금하는 상태를 변화시킴으로써 고온 가열 후 프레스 성형을 하는 동안 표면 크래킹 상태를 변화시키는 효과를 가지며 이들 원소는 성형된 제품의 도장-후 내식성을 개선하기 때문에 중요하다. 이들 원소와 관련해서, Ni, Cu 및 Sn의 첨가량을 측정함으로써 얻어졌던 도2 및 도3에 도시된 결과와 실험실 시험에서 고온 성형 후 샘플에 대한 순 내식성 및 도장-후 내식성으로부터, 본 발명자들은 상술한 효과를 얻기 위해 Ni, Cu 및 Sn이 화학식 3을 만족시킬 수 있도록 첨가되어야만 한다는 것을 발견하였다. 이때, 순 내식성 및 도장-후 내식성은 고온 성형 후 가공이 적용된 부분으로부터 취한 샘플을 이용해서 예에 도시된 조건으로 시험된 방법으로 평가되었다.

[화학식 3]

(Ni + 0.5×Cu + 3×Sn) ≥ 0.012

Ni, Cu 및 Sn의 각각과 관련해서, 과도한 Ni의 첨가는 효과를 포화시키고 비용을 상승시키며 Cu 및 Sn은 표면 크래킹을 발생시킨다는 문제가 있으므로 각 원소의 상한은 각각 1.0 ％, 1 ％ 및 0.2 ％로 설정된다.

본 발명에 따른 강판의 생산 조건에 대해서는 특별히 규정하지 않았지만 이하 양호한 생산 조건에 대해 설명하기로 한다.

상술한 성분을 갖는 강은 주조되었으며, 얻어진 고온 슬래브는 직접 또는 가열 후 또는 일단 냉각된 후 재가열된 슬래브는 열간 압연되었다. 이때, 고온 슬래브의 직접 압연과 재가열 후의 압연 사이의 강의 성질의 차이는 거의 인식되지 않는다. 또한, 재가열 온도는 특정되지는 않지만 생산성을 고려해서 1,000 내지 1,300 ℃의 범위의 온도로 규제하는 것이 양호하다.

열간 압연과 관련해서, 슬래브가 서로 연결되어서 최종 압연에서 압연되는 연속 열간 압연 공정 또는 정상 열간 압연 공정 중 어느 한 공정이 채택될 수 있다. 양호하게는, 생산성과 강판 두께의 정밀도를 고려해서 열간 압연시 마무리 온도를 Ar3 변태 온도 이상으로 제어해야 한다.

열간 압연 후 냉각은 일반적인 방법으로 수행된다. 이 경우, 양호하게는, 생산성의 관점에서 권취 온도를 550 ℃ 이상으로 제어해야 한다. 한편, 권취 온도가 너무 높으면 산세 능력은 악화되므로, 양호하게는, 권취 온도를 750 ℃ 이하로 제어해야 한다.

산세 공정 또는 냉간 압연 공정을 위해 일반적인 방법이 이용될 수 있으며, 후속 알루미늄 도금 공정 또는 후속 알루미늄-아연 도금 공정을 위해 일반적인 방법이 역시 이용될 수 있다. 즉, 알루미늄 도금 공정의 경우 도금욕에서 5 내지 12 ％의 Si 농도가 적절하며, 알루미늄-아연 도금 공정의 경우 도금욕에서 40 내지 50 ％의 Zn 농도가 적절하다.

이때, 도금 공정의 대기와 관련해서, 도금은 일반적인 조건이 유지되는 한 비산화로를 갖는 연속 도금 설비 또는 비산화로를 갖지 않는 연속 도금 설비 중 어느 하나를 이용해서 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 제품을 생산함에 있어서 어떤 특정한 제어가 요구되지 않으며 따라서 생산성은 방해되지 않는다.

상기 생산 조건에서, 도금 전 강판의 표면에 금속 사전-도금이 적용되지 않지만, Ni 사전 도금, Fe 사전 도금 또는 도금성을 증가시키는 다른 금속 사전 도금이 이용되더라도 어떤 특별한 문제가 발생하지는 않는다.

또한, Mg와 Zn이 알루미늄 도금층에 포함되거나 Mg가 알루이늄 아연 도금층에 포함되더라도 어떠한 특별한 문제도 발생하지 않으며 유사한 성질을 갖는 강판이 생산될 수 있다.

실시예 3

우선, 본 발명에 따른 실시예 3에서 강 성분의 규제 이유에 대해 설명하기로 한다.

C는 마르텐사이트로 구성된 냉각후 조직을 만들고 재료적 성질을 얻기 위해 첨가되는 원소이며, 1,200 MPa 이상의 강도를 얻기 위해 0.15 ％ 이상의 첨가량이 요구된다. 한편, 첨가량이 과도하면 충격 변형에 대한 강도는 거의 얻어지지 않으므로 상한은 0.55 ％로 설정된다.

Si는 고용 강화 원소이며 비교적 저렴한 비용으로 강판의 강도를 증가시킬 수 있다. 그러나, 과도하게 첨가되면 도금성이 악화되므로 상한은 0.5 ％로 설정 된다.

Mn은 광범위한 냉각 속도에서 냉각한 후 강도를 얻을 수 있도록 하기 위해 첨가된다.

C의 양은 크지만 Mn의 첨가량이 작다면 마르텐사이트 조직은 프레스 성형 동안 얻어질 수 있는 범위인 일반적인 범위의 냉각 속도에서 얻어질 수 없으며, 따라서 강도는 거의 얻어지지 않는다. 여기에서 언급된 냉각 속도의 범위는 1.4 ㎜ 두께의 강판의 경우 500 ℃/sec 이하이다. 이런 기능을 나타내기 위해, 0.2 ％ 이상의 첨가량이 요구된다. 한편, Mn의 양이 너무 크면 비용이 증가할 뿐만 아니라 그 효과는 포화된다. 따라서, 상한은 3 ％로 설정된다.

S는 불가피하게 포함되며 가공성 악화의 원인이 되는 원소이다. 따라서, 가능한 양을 감소시켜야 한다. 가공성 문제는 0.04 ％ 이하로 양을 감소시킴으로써 제거되므로 그 범위는 0.04 ％ 이하로 결정된다.

P는 고용 강화 원소이며 비교적 저렴한 비용으로 강판의 강도를 증가시킨다. 그러나, 첨가량이 너무 증가되면 열간 압연이나 냉간 압연 동안 취화에 기인한 크랙이 발생되므로 상한은 0.1 ％로 설정된다.

Al은 탈산제로서 사용되며, 효과를 나타내기 위해 강에서 0.005 ％ 이상의 Al 함량이 요구된다. 한편, 0.1 ％를 초과한 첨가량은 산화물계 매개물을 증가시키고 표면을 악화시키므로, 상한은 0.10 ％로 설정된다.

Cr 및 Mo는 고온 가열 동안 알루미늄 도금층을 합금하는 상태를 변화시킴으로서 고온 가열 후 프레스 성형 동안의 표면 크랙킹 상태를 변화시키는 효과를 가 지며, 이들 원소는 성형된 제품의 도장-후 내식성을 증가시키므로 중요하다. 이들 원소와 관련해서, 실험실 시험에서 Cr 및 Mo의 첨가량, 고온 성형 후 샘플의 순 내식성 및 도장-후 내식성을 측정함으로써 얻어졌던 도2 및 도3에 도시된 결과로부터, 본 발명자들은 Cr 및 Mo이 첨가되어야 함을 알았다. 이때, 순 내식성 및 도장-후 내식성은 고온 성형 후 가공이 적용된 부분으로부터 취한 샘플을 이용해서 예에 도시된 조건으로 시험된 방법으로 평가되었다.

Cr 및 Mo 각각과 관련해서, 과도한 Cr의 첨가는 도금성과 비용 상승의 문제를 일으키며 Mo는 효과를 포화시키고 비용을 상승시킨다. 따라서, 각 원소의 상한은 각각 2.0 ％ 및 1.0 ％로 설정된다.

다른 성분은 특별히 규정되지 않았다. Ni는 불가피하게 포함되며 양이 일반 범위 내에 있으며 아무런 문제도 발생하지 않는다.

본 발명에 따른 강판의 생산 조건에 대해 특별히 규정하지는 않지만, 이하 양호한 생산 조건에 대해 설명하기로 한다.

상술한 성분을 갖는 강은 주조되었으며, 얻어진 고온 슬래브는 직접 또는 가열 후 또는 일단 냉각된 후 재가열된 슬래브는 열간 압연되었다. 이때, 고온 슬래브의 직접 압연과 재가열 후의 압연 사이의 강의 성질의 차이는 거의 인식되지 않는다. 또한, 재가열 온도는 특정되지 않지만, 생산성을 고려해서 1,000 내지 1,300 ℃ 범위의 온도로 규제하는 것이 양호하다.

열간 압연과 관련해서, 슬래브가 서로 연결되어서 최종 압연에서 압연되는 연속 열간 압연 공정 또는 정상 열간 압연 공정 중 어느 한 공정이 채택될 수 있 다. 양호하게는, 생산성과 강판 두께의 정밀도를 고려해서 열간 압연시 마무리 온도를 Ar3 변태 온도 이상으로 제어해야 한다.

열간 압연 후 냉각은 일반적인 방법으로 수행된다. 이 경우, 양호하게는, 생산성의 관점에서 권취 온도를 550 ℃ 이상으로 제어해야 한다. 한편, 권취 온도가 너무 높으면 산세 능력이 악화되므로, 양호하게는, 권취 온도를 750 ℃ 이하로 제어해야 한다.

산세 공정 또는 냉간 압연 공정을 위해 일반적인 방법이 이용될 수 있으며, 후속 알루미늄 도금 공정 또는 후속 알루미늄-아연 도금 공정을 위해서도 일반적인 방법이 역시 이용될 수 있다. 즉, 알루미늄 도금 공정의 경우 도금욕에서 5 내지 12 ％의 Si 농도가 적절하며, 알루미늄-아연 도금 공정의 경우 도금욕에서 40 내지 50 ％의 Zn 농도가 적절하다.

이때, 도금 공정의 분위기와 관련해서, 도금은 일반적인 조건이 유지되는 한 비산화로를 갖는 연속 도금 설비 또는 비산화로를 갖지 않는 연속 도금 설비 중 어느 하나를 이용해서 수행될 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 제품을 생산함에 있어서 어떤 특정한 제어가 요구되지 않으므로 생산성은 방해되지 않는다.

상기 생산 조건에서, 도금 전에 강판의 표면에 금속 사전-도금이 적용되지 않지만, Ni 사전 도금, Fe 사전 도금 또는 도금성을 개선하는 다른 금속 사전 도금이 이용되더라도 어떤 특별한 문제가 발생하지 않는다. 또한, Mg와 Zn이 알루미늄 도금층에 포함되거나 Mg가 알루이늄 아연 도금층에 포함되더라도, 어떠한 특별한 문제가 발생하지 않으며 유사한 성질을 갖는 강판이 생산될 수 있다.

실시예 4

알루미늄 합금층을 가열해서 이것을 합금층, 즉 Fe-Al계 피막층으로 전환함으로서 그리고 또한 Al의 양을 35 ％ 이하로 제어해서 Fe-Al계 피막층을 Al과 Si가 용해된 Fe+Fe₃Al로 전환함으로써, 가공을 받은 부분에서는 Fe+Fe₃Al이 아닌 다른 상을 함유한 도금층보다 훨씬 더 뛰어난 가공성과 내식성이 얻어진다.

C: 본 발명에 따른 강판은 성형 후 1,000 MPa 이상의 고강도를 가지며 고온 프레스 가공후 이것을 급속 냉각시켜서 그 조직을 주로 마르텐사이트로 구성된 조직으로 변태시킴으로써 얻어진다. 이렇게 하기 위해, 0.05 ％ 이상의 C의 함량이 필수적이다. 한편, C 함량이 0.7 ％ 이상으로 증가되더라도, 강도는 포화되며 용접 크랙이 발생되기 쉬우므로 상한은 0.7 ％로 설정된다.

C를 제외한 강 성분은 특별히 규정되지 않지만 Si, Mn, P, Al, N, Cr, Mo, Ti, Nb, B, Ni, Cu, V, Sn, Sb 등과 같은 원소가 첨가 원소로서 또는 불가피한 불순물 원소로서 지명된다. 이들 원소는 필요한 경우 첨가될 수 있다. 그 예들은 다음과 같다. 즉, Mn과 B는 경화능에 효과적이고, Cr, Ti 및 Mo는 알루미늄 도금층의 내열성에 효과적이고, Ni 및 Cu는 내식성을 개선한다. 바람직한 첨가 범위는 다음과 같다. 즉, Mn: 0.5 내지 3 ％, Si: 1 ％ 이하, P: 0.1 ％ 이하, S: 0.1 ％ 이하, Al: 0.1 ％ 이하, N: 0.01 ％ 이하, Cr: 2 ％ 이하, Mo: 0.5 ％ 이하, Ti: 0.5 ％ 이하, Nb: 0.1 ％ 이하, B: 0.05 ％ 이하, Ni: 1 ％ 이하, Cu: 1 ％ 이하, V: 0.1 ％ 이하, Sn: 0.1 ％ 이하 및 Sb: 0.1 ％ 이하.

상술한 바와 같이, 알루미늄 도금의 침적량이 적을수록 Fe+Fe₃Al 영역은 보다 용이하게 형성된다. 이런 점에서, 침적량은 양 측면당 120 g/㎡ 이하인 것이 바람직하다.

알루미늄 도금 방법은 특별히 제한되지 않으며, 용융 도금 방법, 전해 도금 방법, 진공 증착 도금 방법, 클래드 방법 등이 이용될 수 있다. 현재 산업상 가장 널리 이용되는 방법은 용융 도금 방법이며, 일반적으로 도금욕에는 Al-10％Si가 주로 사용되며 Fe는 불가피한 불순물로서 포함된다. 이 경우, Si는 가열 후 합금층으로 진입하며 Si의 양은 상 조직에 따라 변화될 수 있다. 그러나, Fe+Fe₃Al 영역에서 Si의 양은 15 ％ 이하이므로 이 값이 Si의 상한으로 결정된다. 다른 첨가 원소로서, Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, B, 미시 메탈 등이 지명되며, 도금층이 주로 Al로 구성되는 한 이들 원소가 적용될 수 있다. Zn과 Mg의 첨가는 붉은 녹이 거의 발생되지 않도록 하는 데 효과적이다. 그러나, 증기압이 높은 이들 원소의 과도한 첨가는 Zn 및 Mg를 함유한 증기의 발생, Zn 및 Mg에 의한 표면 상의 분말성 물질 발생 등의 원인이 된다. 따라서, Zn을 60 ％ 이상으로 첨가하고 Mg는 10 ％ 이상으로 첨가하는 것은 바람직하지 않다.

본 발명은 알루미늄 도금의 전처리와 후처리를 특별히 한정하지는 않는다. 도금 전처리로서, Ni, Cu, Cr 또는 Fe 등의 사전 도금이 지명되며, 이들 중 어느 것이라도 채택될 수 있다. 도금 후처리로서, 주요 녹 방지 및 윤활을 목적으로 크 롬산염 처리, 수지 피막 처리 등이 지명되지만, 유기물 수지는 가열되었을 때 사라지기 때문에 양호하지 않다. 크롬산염 처리와 관련해서, 6가 크롬에 대한 최근의 규제를 고려하면, 전해액 크롬산염 등과 같은 3가 크롬을 함유한 처리막이 양호하다. 비유기물계 크롬산염 처리가 아닌 다른 후처리가 적용될 수 있다. 윤활을 목적으로 해서 미리 산화 알루미늄, 산화 규소, MoS₂ 등의 처리를 적용하는 것도 가능하다.

실시예 5

실시예 5에서는 알루미늄계 도금층의 조성에 대한 제한에 대해 설명하기로 한다. 여기에서 알루미늄계 도금층이란 아직 가열되지 않은 따라서 아직 합금되지 않은 도금층을 의미한다.

Si: 알루미늄계 도금의 합금층(도금층과 강판 사이의 계면에 형성된 금속간 화합물로 구성된 층)의 두께를 감소시키는 데 효과적이다. 또한, Si는 Mg를 복합적으로 첨가함으로써 Mg₂Si를 형성하고 내식성을 증가시키는 데 효과적이다. 효과를 얻기 위해서, 첨가량은 1 ％ 이상인 것이 효과적이다. Si를 과도하게 첨가하면 용융점이 증가되며, Si 단상이 도금층에서 결정화되면 결정화된 Si 단상은 내식성 악화의 원인이 된다. 따라서, 상한은 15 ％로 설정된다.

Mg: Mg는 특히 염 손상 환경에서 내식성을 개선하는 데 효과적인 것으로 알려졌다. 특별히 Mg₂Si를 형성함으로써, 환경으로의 배기 효율이 증가되고 내식성은 개선된다. 내식성을 얻기 위해, 0.5 ％ 이상의 Mg가 첨가된다. 과도한 첨가는 도금욕의 표면에 격심한 산화를 일으키고 도금욕의 용융점을 증가시키기 때문에, 첨가량은 10 ％ 이하로 결정된다. 도금욕 표면의 산화를 억제하기 위해, 소량(0.5 ％ 이하)의 Ca 첨가가 효과적이고 대략 이런 양의 Ca가 첨가된다.

Zn: Al 또는 강의 전위보다 기초적인 전위와 모강의 부식을 억제하는 기능을 갖는다. 효과는 Zn 첨가량이 1 ％ 이상일 때 나타나기 시작하며 최고의 성질은 Zn 양이 20 내지 60 ％일 때 얻어진다. 그러나, 60 ％를 넘는 양을 첨가하면 내식성은 더욱 악화된다. 따라서, Zn의 하한 및 상한은 각각 1 ％ 및 60 ％로 설정된다.

부품이 본 발명에 따른 알루미늄계 도금 강판을 사용해서 실질적으로 생산될 때, 급냉은 프레스후 다이스를 이용하여 부품을 급속 냉각시킴으로서 수행되므로 조직은 주로 마르텐사이트로 구성된다. 부재로서 충분한 강도를 얻기 위해, 마르텐사이트의 함량은 60 체적％ 이하로 결정된다. 이때, 마르텐사이트의 함량은 시편을 연마하여 에칭함으로써 계산되며, 그후 시편을 광학 현미경을 사용해서 관찰하고 화상 분석을 한다.

실시예 6

실시예 6에서는 강판의 성분 등이 규제되는 이유에 대해 설명하기로 한다.

본 발명에 따른 강판은 알루미늄 도금층을 합금함으로써 형성된 금속간 화합물 층과 주로 마르텐사이트로 구성된 모강 사이의 계면에서 두께가 2 ㎛ 내지 강판 두께의 1/10 이하인 연질 페라이트 층을 갖는다. 일반적으로, 약 1 내지 10 ％의 Al이 페라이트 층에 존재한다. 페라이트 상은 또한 Al 이외에도 Si를 함유할 수 있다. 두께는 1㎛ 이상으로 제한된다. 그 이유는, 연질 페라이트 층의 두께가 상기 두께보다 크지 않다면, 도금층의 충분한 박리 저항이 얻어지지 않기 때문이다. 한편, 이 층은 연질이며, 너무 두터운 경우 전체 강판의 강도는 악화된다. 이런 이유로해서, 상한은 강판 두께의 1/10 이하로 결정되어야 한다. 일반적으로, 알루미늄 도금 강판은 때로 용융 도금 방법에 의해 생산되며, 이 경우 강판과 도금층 사이의 계면에서 알루미늄계 합금 도금층("합금층"으로 지칭)이 성장하기 쉽다. 이 층이 과도하게 성장하면, 강판의 가공성은 악화되며, 따라서 알루미늄 도금 강판은 약 10 ％ Si가 첨가된 도금욕에서 생산된다. 본 발명에서, 전체 도금층이 가열에 의해 합금된 후 알루미늄 도금 강판이 고온에서 가공되면, Si가 반드시 도금욕에 첨가될 필요가 없지만 Si가 첨가되는 경우에도 특별한 문제가 없다.

본 발명에서, 페라이트 층이 경도는 비커스 경도에서 200보다 높지 않은 것이 바람직하다. 상술한 바와 같이, 페라이트 층은 가공 중에 경질 합금층이 박리되는 것을 방지하는 역할을 한다. 이런 이유로 해서, 양호하게는 페라이트 층이 연질인 것이 양호하다. 그러나, 층은 Al, Si 등과 같은 고용 강화 원소를 함유하기 때문에, 일반적인 페라이트 층보다 경질이다.

다음으로, 본 발명에 관련된 다른 성분에 대해 설명하기로 한다. 우선, 강 성분과 관련해서, 본 발명은 정규 TRIP 강 등으로 얻어질 수 없는 고강도 영역과 급냉에 의한 강도 개선을 목적으로 하기 때문에, C 양은 0.05 ％ 이상, 양호하게는 0.1 ％ 이상인 것이 바람직하다. 강의 다른 원소와 관련해서, Si, Mn, Ti, B, Cr, Mo, Al, P, S, N 등의 원소가 일반적으로 사용된다. Si는 피로성에 효과적이고 Mn과 B는 경화능의 개선에 기여한다. Ti, Si, Cr, Mo 및 Al은 알루미늄 도금 후 내열성을 개선하는 원소들이다.

알루미늄 도금층의 구성과 관련해서, 알루미늄 도금층은 주로 Al로 구성되며 상술한 바와 같이 Si를 함유할 수 있다. 다른 첨가 원소로서, Cr, Mg, Ti, Sb, Sn, Zn 등이 지명되며, 도금층이 주로 Al로 구성되는 한 이런 원소들은 적용 가능하다. 그러나, Zn은 끓는점이 낮으며, 과도하게 첨가될 때 Zn은 가열 동안 표면 상에 아연 분말을 발생시키며 이는 프레스 가공 동안 마손을 야기한다. 따라서, 60 ％ 이상의 첨가량은 바람직하지 않다.

FeAl₃, Fe₂Al₅, Fe₃Al, Fe₂Al₈Si 등이 알루미늄계 합금 도금층의 원소로서 발생된다. 이들 상은 적층 방식으로 다층 조직을 형성하기가 쉽지만, 이들 상의 조직은 특별히 규제되지 않는다. 조성이 주로 Al과 Fe로 구성되고 Si가 알루미늄 도금욕에 첨가될 때, 약 5 내지 10 ％의 Si가 함유된다. 이들 원소들은 전체 조성의 90 ％ 이상이 된다. 또한, 합금되지 않은 소량의 Al이 잔류할 수 있지만, 그 양이 작은 한 알루미늄 도금 강판의 성질에 영향을 미치지 않는다.

페라이트 층의 두께는 광학 현미경으로 측정된다. 페라이트 층의 두께는 단면을 연마한 후 약 2 ％의 니탈로 에칭함으로써 명료하게 관찰된다. 그러나, 금속간 화합물 층를 갖는 경계가 거의 관찰되지 않는 경우가 있으며, 그 경우 EPMA 분석이 추가적으로 채택된다. 이렇게 함으로서, 페라이트 층은 Fe의 조사 강도와 Al 의 조사 강도 사이의 차이로부터 용이하게 식별될 수 있다. 페라이트 층의 두께 측정은 무작위적으로 약 다섯 부분의 두께를 측정해서 그 평균값을 계산함으로써 수행된다. 또한, 모강은 주로 마르텐사이트로 구성된 조직으로 구성되며 이 조직은 예컨대 피크랄(picral)로 에칭하고 광학 현미경을 사용해서 관찰될 수 있다.

도7은 본 발명에 따른 조직의 일 예를 도시한다. 두 개의 층이 계면에서 인식되며, EPMA를 사용한 정성 분석의 결과, 하부 층은 두께가 약 5 ㎛인 페라이트 층이다. 이때, 도7에서, 인용 부호 1은 Al: 26.85 ％, Si: 9.83 ％, Fe: 59.92 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 2는 Al: 49.54 ％, Si: 3.11 ％, Fe: 44.89 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 3은 Al: 30.75 ％, Si: 8.88 ％, Fe: 56.91 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 4는 Al: 9.59 ％, Si: 2.92 ％, Fe: 84.02 ％로 구성된 층을 나타낸다.

마지막으로, 도금 강판의 가열 및 냉각 조건과 관련해서, 가열 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 경화된 조직을 얻기 위해, 냉각 속도는 당연히 경화 조직에 큰 영향을 미치며 약 30 ℃/sec 이상의 냉각 속도가 바람직하다. 이는 강 성분에 의존하며, 양호한 경화능을 갖는 강의 경우 주로 마르텐사이트로 구성된 원하는 조직이 약 10 ℃/sec의 냉각 속도에서도 얻어질 수 있으며, 그렇지 않은 다른 경우 100 ℃/sec 이상의 냉각 속도가 강의 등급에 따라 요구된다. 원하는 두께의 페라이트 층을 얻기 위해 최적의 가열 조건이 요구된다.

실시예 7

본 발명은 성형 후 약 1,000 PMa 이상의 고강도를 갖는 고강도 강판이며, 강판이 고온 프레스를 받은 후 또는 급속 가열 후 이것을 급속 냉각시켜서 급냉을 함으로써 강판을 주로 마르텐사이트로 구성된 조직으로 변태시킴으로써 얻어진 강판이다. 따라서, 모강의 경도는 250 이상으로 결정된다. 경도는 비커스 경도로 측정된다. 경로를 얻기 위해, C의 양은 0.05 ％인 것이 바람직하다. 강의 다른 원소와 관련해서, 어떤 특별한 제한이 결정되지 않았지만, Si, Mn, Ti, B, Cr, Mo, Al, P, S, N 등의 원소가 일반적으로 사용된다. Si는 피로성에 효과적이며, Mn과 B는 경화능의 개선에 기여한다. Ti, Si, Cr, Mo 및 Al은 알루미늄 도금 후 내열성을 개선하는 원소들이다.

또한, 본 발명에서, 강판은 모강의 표면 상에 주로 Al 및 Fe로 구성된 알루미늄계 합금 도금층을 가지며, 알루미늄계 합금 도금층의 두께는 3 내지 35 ㎛, 양호하게는 3 내지 18 ㎛로 제한된다. 제한은 상술한 바와 같이 용접성, 도장-후 내식성 및 내열성 간의 균형을 고려해서 결정된다. 즉, 층의 두께가 3 ㎛보다 작으면, 충분한 도장-후 내식성 및 내식성이 얻어질 수 없다. 특히 알루미늄 도금층에 Si를 첨가하지 않는 경우 내열성의 악화는 뚜렷하다. 두께의 상한은 스폿 용접성에 의해 결정된다. 아연 도금 강판과 동일한 스폿 용접성(전극 수명)은 도금 두께가 35 ㎛ 이하일 때 얻어질 수 있으며 용융 합금된 아연 피막 강판과 동일한 스폿 용접성은 도금 두께가 18 ㎛ 이하일 때 얻어질 수 있다. FeAl₃, Fe₂Al₅, Fe₃Al, Fe₂Al₈Si 등이 합금층으로서 형성될 수 있다. 또한, Al을 함유하는 페라이트 층의 형성이 합금층과 모강 사이의 계면에서 자주 인식된다.

일반적으로, 알루미늄 도금 강판에서는 Fe-Al계 합금층이 성장하고 가공성을 악화시키기 쉽다. 따라서, Si가 합금층의 성장을 억제하고 가공성을 개선하기 위해 첨가되는 경우가 자주 발생한다. 열간 프레스의 경우, 강판은 알루미늄 도금층이 가열되고 표면까지 합금된 후 고온 가공되기 때문에 Si가 특별히 첨가될 필요가 없다. 그러나, Si는 당연히 첨가될 수 있다. 강판의 일부를 급속 가열하는 경우 가공은 실온에서 적용되기 때문에 Si 첨가는 불가피하다. Cr, Mg, Ti, Sb, Sn, Zn 등이 알루미늄 도금층의 다른 첨가 원소로서 지명되며, 이들 원소는 도금층이 주로 Al로 구성되는 한 적용 가능하다. 그러나, Zn은 낮은 끓는점을 가지며, 과도하게 첨가되었을 때 Zn은 아연 분말을 발생시키며 이는 프레스 가공 동안 마손을 야기한다. 따라서, 60 ％ 이상의 첨가량은 바람직하지 않다.

본 발명은 도금의 전처리 및 후처리와, 압착 중 강판의 가열 방법 및 그 냉각 방법을 특별히 한정하지는 않는다. 도금 후처리로서, 주요 녹 방지 및 윤활을 목적으로 크롬산염 처리, 수지 피막 처리 등이 지명된다. 그러나, 크롬산염 처리와 관련해서, 6가 크롬에 대한 최근의 규제를 고려하면, 전해액 크롬산염 등과 같은 3가 크롬을 함유한 처리막이 양호하다. 수지 피막 처리는 일반적으로 성형성을 개선하는 데 효과적이며, 특히 성형 후 강판의 일부가 급속 가열될 때 효과적이다. 강판이 가열되어서 성형되면, 수지막은 분해되어서 아무런 영향을 미치지 않는다.

알루미늄 도금 강판 생산 방법에 대해서는 특별히 규정하지 않았다. 정상적인 제강 조건과 열간 압연 조건이 적용될 수 있다. 알루미늄 도금은 일반적으로 용융 도금 방법에 의해 수행되지만, 이에 제한되지 않으며 비수성 용매에서의 전기 도금, 증기 증착 처리 등이 사용될 수 있다. 도금 전이 전처리로서, Ni 사전 도금 등이 지명되며 채택될 수 있다.

강판을 가열하고 냉각하는 방법은 상술한 어느 한 방법에 특별히 제한되지 않는다. 전기 가열, 노내 가열, 고주파수 가열 등과 같은 가열 방법이 채택될 수 있다. 이들 방법중에서, 고주파수 가열이 강판의 일부를 급속 가열하는 데 적절하다.

실시예 8

실시예 8에서는 강판의 성분 등이 규제되는 이유에 대해 설명하기로 한다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 도금 강판을 가열한 후 열간 중에 알루미늄 도금 강판을 성형하고 그 즉시 그것을 냉각시켜서 급냉을 함으로써 함으로써 원하는 강도를 얻는 기술이며, 강판의 성분은 강판에 뛰어난 경화능을 허용하도록 요구된다. 이 조건을 달성하기 위해 0.05 ％ 이상, 양호하게는 0.1 ％ 이상의 C 함량이 요구된다. 강의 다른 원소와 관련해서, Si, Mn, Ti, B, Cr, Mo, Al, P, S, N 등의 원소가 일반적으로 사용된다. Si는 피로성에 효과적이며 Mn과 B는 경화능의 개선에 기여한다. Ti, Si, Cr, Mo 및 Al은 알루미늄 도금 후 내열성을 개선하는 원소 들이다.

가열 후 표면 상에는 FeAl₃, Fe₂Al₅, Fe₃Al, Fe₂Al₈Si 등과 같은 알루미늄계 합금 도금층의 원소가 발생될 수 있다. 이들 상은 적층 방식으로 다층 조직을 형성하기 쉽지만, 이들 상의 조직은 특별히 규제되지 않는다. 조성이 주로 Al과 Fe로 구성되고 Si가 알루미늄 도금욕에 첨가되면, 약 5 내지 10 ％의 Si가 함유된다. 이들 원소들은 전체 조성의 90 ％ 이상이 된다. 또한, 도금층이 가열에 의해 표면까지 알루미늄계 합금 도금층으로 변태된 후 알루미늄 도금 강판을 프레스 가공하는 것으로 결정된다. 이는, Al이 표면 상에 풍부하게 잔류하면 용접성과 도장-후 내식성이 악화되기 때문이다.

본 발명의 가열 및 냉각 조건과 관련해서, 가열 방법과 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 분위기 로에서의 가열, 유도 가열, 전기 가열 등 중에서 어느 하나가 사용될 수 있다. 이때 가열 속도도 제한되지 않는다. 가열 속도는 당연히 강판의 두께와 형상에 크게 의존한다. 새로운 지식에 따르면, 노내에서의 지체 시간이 길수록 후속 성형 동안의 도금 접착성은 더 나아졌다. 가열 온도는 대략 800 내지 1,200 ℃, 양호하게는 900 내지 1,000 ℃ 범위이며, 강판을 수 분 동안 이 온도 범위에서 보유하는 것이 중요하다. 그러나, 보유 시간은 온도에 의존하며, 보유 시간은 A(850 ℃, 15분), B(900 ℃, 6분), C(1,050 ℃, 1.5분) 및 D(1,200 ℃, 0.3분)의 네 지점보다 길어야 하는 것으로 결정된다.

그러나, 보유 시간이 길면 프레스 성형에서의 생산성은 악화된다. 실질적으 로 충분한 도금 접착성은 그 조건이 절충 지점으로서 결정된 5 내지 8분 동안 950 ℃에서 가열함으로써 얻어질 수 있다. 경화된 조직은 당연히 냉각 속도에 의해 크게 영향을 받으며 경화된 조직을 얻기 위해 10 ℃/sec 이상의 냉각 속도가 요구된다. 이것은 강 성분에 의존하며, 양호한 경화능을 갖는 강판의 경우 약 10 ℃/sec의 냉각 속도에서도 주로 마르텐사이트로 구성된 원하는 조직이 얻어질 수 있으며, 그렇지 않은 다른 경우에는 약 30 ℃/sec의 냉각 속도가 강의 품질에 따라 요구된다.

다음으로, 예들에 기초해서 본 발명을 상세히 설명하기로 한다.

예 1

용융 알루미늄 도금이 표1에 도시된 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)과 산세된 강판(두께 1.8 ㎜)에 적용되었다. 표1에서 번호 제1, 3, 5, 7 및 9번은 냉간 압연 강판이며 나머지는 열간 압연 강판이다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 40 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글(zero spangle) 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-10％Si-2％Fe였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이렇게 생성된 용융 알루미늄 도금 강판의 경화능과 내열성이 평가되었다. 평가 방법은 아래에 제시되었다.

사실상의 합금 공정으로서, 알루미늄 도금 강판이 질소 대기에서 강으로 제조된 다이스들 사이에 삽입되어 30분 동안 950 ℃에서 가열되고 그후 냉각되었다. 냉각 속도는 100 ℃/sec였다. 강판 도금층의 박리가 시각적으로 평가되었다. 또한, 강판 단면에서 비커스 경도가 100 g의 하중을 가해서 측정되었다. 그후, 강판은 알루미늄 도금, 강판 및 아연 도금을 위해 공통으로 사용된 화학 처리를 받았으며, 음이온 전해 석출 도료(니폰(Nippon) 페인트 코. 엘티디. 파워닉스(powernix) 110)를 사용해서 20 ㎛의 두께로 피복되었고 구워져서 십자형으로 절단된 후 20일 동안 염 분무 시험(JIS-z2371)을 받았으며, 십자형으로 절단된 부분으로부터의 부식 깊이가 측정되었다. 이때, 십자형 절단부의 깊이는 약 50 ㎛였다. 따라서, 기록된 값으로부터 50 ㎛를 빼서 얻어진 값이 진성 부식 깊이이다. 또한, Fe-Al 금속간 화합물에서 Mn 및 Cr의 농도를 얻기 위해, 표면으로부터 5 ㎛의 깊이까지의 영역에서 연마된 후 단면의 다섯 부분에서 급냉된 후 EPMA를 사용해서 시편을 정량적으로 분석함으로써 Mn 및 Cr의 양이 측정되었다. 평가값은 표2에 나타나 있다.

내열성 평가 공식

○: 박리 없음

△: 모서리로부터의 부분 박리

×: 박리 발생

도장-후 내식성 평가 공식

○: 80 ㎛ 이하의 부식 깊이

×: 80 ㎛보다 큰 부식 깊이

(각각의 값은 십자형 절단부의 깊이를 포함한다.)

C의 양이 제9번 강판에서와 같이 너무 낮으면 강도는 저하된다. 일반적으로, 재료 강도(MPa)에 근접한 값은 비커스 경도에 3을 곱함으로서 얻어지며, 이 경우, 많아야 단지 600 MPa급의 강도가 얻어진다. Mn, B 등과 같이 급냉에 효과적인 원소의 첨가량이 제10번 강판과 같이 작으면, 급냉 효과는 C의 양이 크더라도 얻어지지 않으며 강도는 어느 정도까지 감소하기 쉽다. 또한, Ti + 0.5×Mn + Cr + 0.5×Mo의 값이 제11번 강판과 같이 낮은 경우, 도금층은 가열 후 박리되며 내열성은 어느 정도까지 악화되기 쉽다. 강에서의 원소 첨가량이 적절히 제어되는 제1번 내지 제8번 강판의 경우, 내열성과 도장-후 내식성은 양호한 결과를 보여준다.

다음으로, 표1에서 본 예의 제7번 강판은 주로 Al-10％Si-2％Fe로 구성되고 Mn 및 Cr이 첨가된 도금욕에서 도금되었다. 도금의 침적량은 일 측면당 60 g/㎡이었으며 양호한 도금 외양이 얻어졌다. 강판은 900 ℃에서 2분간 가열된 후 다이스에서 급냉되었다. 냉각 속도는 100 ℃/sec였다. 이때 욕에서 Mn과 Cr의 양과 평가 결과가 표3에 나타나 있다. 금속간 화합물에서 Mn과 Cr의 양이 제1번 강판과 같이 작으면 도장-후 내식성은 열악하지만 내식성은 도금욕에서 Mn과 Cr의 첨가량이 증가하면 개선된다. 이때 금속간 화합물에서 Mn과 Cr의 양과 도장-후 내식성 사이의 관계가 도3에 도시된다. 도장-후 내식성은 Mn과 Cr의 양이 증가함에 따라 개선되는 것으로 이해된다.

예 2

표4에 나타난 다양한 화학 조성을 갖는 강이 주조되었으며, 1,050 내지 1,250 ℃의 범위의 온도로 재가열된 후, 열간 압연되고 산세되고 냉간 압연되고 소둔되었으며, 도금 처리(알루미늄 도금 또는 알루미늄-아연 도금:갈발늄("Galvalium^?" 도금)를 받았고, 그후 0.8 ％의 압하율(reduction rate)로 조질 압연 처리되었다. 또한, 합금 공정으로서, 이들 강판은 900 내지 1,000 ℃의 온도로 가열되어서, 이 온도에서 5분 동안 보유된 후, 실온의 다이스로 프레스 성형되었으며, 그후 성질에 대한 조사가 있었다. 재료적 성질에 대한 조사는 프레스에서 급속 냉각된 부분으로부터 시편을 절단하고 여기에 인장 시험을 가함으로써 수행되었다. 시험은 시편을 JIS-z2201에 따른 제5번 시험편으로 절단하고 JIS-z2241에 설명된 시험 방법을 따라서 수행되었다. 평가 결과가 표5에 나타나 있다.

시편은 프레스 성형 동안 가공을 수행한 부분으로부터 절단되었으며 순 내식성 및 가공후 내식성이 고온 성형 후의 표면 성질로서 평가되었다. 순 내식성은 시편에 3일 동안 습기 탱크 시험(상대 습도: 95 ％, 온도: 40 ℃)을 가함으로써 평가되었으며, 도장-후 내식성은 시편이 십자형으로 절단된 후 시편에 30일 동안 염 분무 시험(JIS-z2134)을 가함으로써 평가되었다. 음이온 전해 석출 도료가 이 경우의 도료로서 채택되었으며 도장 두께는 15 ㎛였다. 순 내식성은 기호 ○ 또는 ×를 사용해서 외양으로부터 판단되었으며, 그 평가 공식은 붉은 녹이 발생한 경우 ×이고 붉은 녹이 없는 경우 ○였다. 마찬가지로, 도장-후 내식성은 ○, △ 또는 ×를 사용해서 외양으로부터 판단되었으며, 그 평가 공식은 2 ㎜ 이하의 부풀음에 대해서는 ○였고, 2 ㎜보다 크고 4 ㎜ 이하의 부풀음에 대해서는 △였고, 4 ㎜ 보다 큰 부풀음에 대해서는 ×였다. 제1번 내지 제7번까지의 강은 본 발명에서 특정된 범위 내의 성분을 갖는 강이고 본 발명에서 특정된 범위 내의 조건 상에서 생산된 모든 강판은 고온 성형 후 고강도를 얻을 수 있었으며, 또한 순 내식성 및 도장-후 내식성과 관련해서 아무런 문제도 없었다. 이때, 제7번 강의 경우, 소둔 온도가 본 발명에서 특정된 범위를 벗어난 조건 상에서 생산된 강판의 결과도 나타나 있으며, 이 경우, 강판의 강도가 너무 높기 때문에, 그후 성질에 대한 평가가 수행되지 않았다. 제8번 및 제9번 강의 경우, 강의 조성은 본 발명에서 특정된 범위를 벗어난다. 결국, 제8번 강의 경우 고온 성형 후의 강도가 낮은데, 이는 본 발명의 목적 중 하나이며, 제9번 강의 경우 순 내식성과 도장-후 내식성이 얻어지지 않았다.

예 3

표6에 나타난 다양한 화학 조성을 갖는 강이 주조되었고 1,050 내지 1,250 ℃의 범위의 온도로 재가열된 후, 열간 압연되고 산세되고 냉간 압연되고 소둔되었으며, 도금 처리(알루미늄 도금 또는 알루미늄-아연 도금)를 받았고 그후 0.8 ％의 압하율로 조질 압연 처리되었다. 또한, 실질적인 합금 공정으로서, 이들 강판은 900 내지 1,000 ℃의 온도로 가열되어서, 이 온도에서 5분 동안 보유된 후 실온의 다이스로 프레스 성형되었으며, 그후 성질에 대한 조사를 받았다. 재료적 성질에 대한 조사는 프레스에서 급속 냉각된 부분으로부터 시편을 절단해서 여기에 인장 시험을 가함으로써 수행되었다. 시험은 시편을 JIS-z2201에 따른 제5번 시험편으로 절단하고 JIS-z2241에 설명된 시험 방법을 따라서 수행되었다. 평가 결과가 표7에 도시되어 있다.

시편은 프레스 성형 동안 가공을 수행한 부분으로부터 절단되었으며 순 내식성 및 가공후 내식성이 고온 성형 후의 표면 성질로서 평가되었다. 순 내식성은 시편에 3일 동안 습기 탱크 시험(상대 습도: 95 ％, 온도: 40 ℃)을 가함으로써 평가되었으며, 도장-후 내식성은 시편이 십자형으로 절단된 후 시편에 30일 동안 염 분무 시험(JIS-z2134)을 가함으로써 평가되었다. 음이온 전해 석출 도료가 이 경우의 도료로서 채택되었으며 도장 두께는 15 ㎛였다. 순 내식성은 기호 ○ 또는 ×를 사용해서 외양으로부터 판단되었으며, 그 평가 공식은 붉은 녹이 발생한 경우 ×이고 붉은 녹이 없는 경우 ○였다. 마찬가지로, 도장-후 내식성은 ○, △ 또는 ×를 사용해서 외양으로부터 판단되었으며, 그 평가 공식은 2 ㎜ 이하의 부풀음에 대해서는 ○였고 2 ㎜보다 크고 4 ㎜ 이하의 부풀음에 대해서는 △였고 4 ㎜ 보다 큰 부풀음에 대해서는 ×였다. 제1번 내지 제9번까지의 강은 본 발명에서 특정된 범위 내의 성분을 갖는 강이고 본 발명에서 특정된 범위 내의 조건 상에서 생산된 모든 강판은 고온 성형 후 고강도를 얻을 수 있었으며 또한 순 내식성 및 도장-후 내식성과 관련해서 아무런 문제도 없었다. 이때, 제10번 강의 경우, 강의 조성은 본 발명에서 특정된 범위를 벗어나며, 따라서 순 내식성과 도장-후 내식성이 얻어지지 않았다.

예 4

용융 알루미늄 도금이 표8에 도시된 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)과 산세된 강판(두께 1.8 ㎜)에 적용되었다. 표8에서 번호 제1, 3, 5 및 7번은 냉간 압연 강판이며 나머지는 열간 압연 강판이다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 80 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-10 ％Si-2 ％Fe였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 특성이 표9에 나타나 있다.

이렇게 생산된 용융 알루미늄 도금 강판의 경화능과 가공성이 평가되었다. 가공성은 사실상의 합금 공정으로서, 알루미늄 도금 강판을 대기에서 10분 동안 950 ℃에서 가열하고, 그후 강으로 제조된 다이스들 사이에 삽입해서 이것을 냉각(냉각 속도는 30 ℃/sec)시켰으며, 실온으로 냉각시킨 후 여기에 충격 시험을 가하였다. 또한, 강판 단면에서의 비커스 경도가 100 g의 하중을 가해서 측정되었다.

가공성에 대한 평가 공식

○: 박리 없음

△: 크랙 발생

×: 분말성 박리 발생

C의 양이 제8번 강판에서와 같이 다소 낮으면 강도는 다소 낮다. 일반적으로, 재료의 인장 강도(MPa)에 가까운 값은 비커스 경도에 3을 곱함으로서 얻어지며, 이 경우, 많아야 단지 600 MPa급의 강도가 얻어진다. 제1번 내지 제7번 강의 경우, 강도와 가공성은 모두 양호한 결과를 보여준다. 이 경우 Fe-Al 피막층에서 Al의 양은 EMPA를 사용해서 정성적으로 분석되며, 그 값은 약 15 ％이다. 이때, 그 값은 표면으로부터 10 ㎛의 깊이까지 범위에서 급냉 후 시편 단면의 다섯 부분을 분석하고 분석 데이터를 평균함으로써 얻어진다.

다음으로, 표8에서 본 예의 제1번 강판은 주로 Al-10 ％Si-2 ％Fe로 구성되고 Mn 및 Cr이 첨가된 도금욕에서 도금되었으며, 도금의 침적량은 양 측면당 60 g/㎡으로부터 200 g/㎡까지 달랐다. 이렇게 얻어진 샘플은 보유 시간을 달리하면서 대기 하에서 950 ℃에서 가열되었고 가공성은 충격 시험으로 평가되었고 Fe-Al 피막층의 Al양은 예4의 제1항목에 설명된 방법에 의해 측정되었다. 표10에 도시된 바와 같이, 가공성은 Fe-Al 피막층의 Al 양에 의존하며, Al 양이 35 ％ 이하일 때, 양호한 가공성이 얻어진다. 또한, Fe-Al 피막층의 Al 양은 침적량과 보유 시간에 의존하며, 침적량이 작고 보유 시간이 길수록 확산은 더 많이 진행하고 Fe-Al 피막층의 Al 양은 더 작다.

예 5

용융 Al-Si-Mg 도금이 표11에 나타난 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)과 산세된 강판(두께 1.8 ㎜)에 적용되었다. 표11에서 A, C, E 및 G는 냉간 압연 강판이며 나머지는 열간 압연 강판이다. 용융 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 40 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-8 ％Si-6 ％ Mg-1 ％Fe-0.1 ％ Ca였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 스팽글 패턴을 보이며 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이 경우의 생산 조건이 표12에 나타나 있다.

이렇게 생산된 용융 알루미늄 도금 강판의 경화능과 가공성이 평가되었다. 평가 방법은 후술하였다. 용융 도금 강판은 5 ％ 인장 응력을 받았고 그후 강판은 5분 동안 950 ℃에서 가열되었으며, 사실상의 합금 공정으로서, 그후 강판 사이에 삽입된 동안 냉각되었다. 냉각 속도는 약 30 ℃/sec였다. 내열성은 냉각후 시편을 시각적으로 관찰함으로써 평가되었다. 그후, 순 내식성은 시편에 3일 동안 습기 탱크 시험(상대 습도: 95 ％, 온도: 40 ℃)을 가함으로써 평가되었으며, 도장-후 내식성은 시편이 십자형으로 절단된 후 시편에 30일 동안 염 분무 시험(JIS-z2134)을 가함으로써 평가되었다. 음이온 전해 석출 도료가 이 경우의 도료로서 채택되었으며 도장 두께는 15 ㎛였다. 또한, 강판의 비커스 경도는 100 g의 하중을 가함으로써 측정되었다.

내열성 평가 공식

○: 양호

△: 크랙 형상 패턴 표면 상에 발생

×: 붉은 스케일 발생

순 내식성 평가 공식

○: 양호

△: 붉은 녹 발생

도장-후 내식성 평가 공식

◎: 1 ㎜ 이하의 도료 부풀음

○: 2 ㎜ 이하의 도료 부풀음

△: 2 내지 4 ㎜의 도료 부풀음

×: 4 ㎜보다 큰 도료 부풀음

C의 양이 제7번 강판에서와 같이 너무 낮으면 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 일반적으로, 재료 강도(MPa)에 가까운 값은 비커스 경도에 3을 곱함으로서 얻어지며, 이 경우, 많아야 단지 800 MPa급의 강도가 얻어진다. 또한, Mn, B 등과 같이 급냉에 효과적인 원소의 양이 제8번 강판에서와 같이 작다면 급냉 효과는 C의 양이 크더라도 얻어지지 않는다. 강에서 원소의 첨가량이 적절하게 제어되는 제1번 내지 제6번 강판의 경우, 강도 및 내식성 모두는 Mn-B계의 경우이거나 Mo-Cr-Ni계의 경우이거나 양호한 결과를 보여준다.

그후, 표11의 강 E를 사용해서, 도금 조성과 도금 강판의 성질 사이의 관계가 용융 도금 라인의 도금용 조성을 달리하여 조사되었다. 도금 후 도금층의 조성과 그 성질 사이의 관계가 표13에 요약되었다. 이때, 비커스 경도는 각각의 경우 470 내지 510 범위에 있었다.

Mg-Zn계인 제8번 강판의 경우 내식성은 불량했다. 한편, Si-Mg계인 제4번 내지 제7번 강판은 뛰어난 내식성을 보였다. 마찬가지로, Si-Mg-Zn계인 제1번 내지 제3번 강판은 뛰어난 내식성을 보였다.

예 6

용융 알루미늄 도금이 표14에 나타난 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)에 적용되었다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 60 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-10 ％Si-2 ％Fe였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이렇게 생산된 알루미늄 도금 강판은 950 ℃로 가열되었으며, 사실상의 합금 공정으로서, 공냉 동안 도금층의 가공성(내박리성)이 평가되었다.

이때, 페라이트 층의 두께는 가열 시간과 가열 패턴을 변경함으로써 변경되었다. 가공은 충격 시험에 의해 적용되었고 박리 상태는 냉각 동안 가공 온도를 달리하면서 시각적으로 판단되었으며, 도금층의 박리가 발생하지 않는 가장 낮은 온도에서 도금층의 가공성이 평가되었다. 이때, 이 강의 경우, 경화능은 10 ℃/sec의 냉각 속도에서도 양호하였으며 주로 마르텐사이트로 구성된 조직이 공냉의 경우에도 얻어졌다. 중간 페라이트 층과 이 경우의 양호한 가공성이 얻어질 수 있는 최하 온도 사이의 관계가 도8에 도시된다.

도8에 도시된 바와 같이, 페라이트 층의 두께는 2 ㎛ 이상, 양호하게는 4 ㎛ 이상일 때, 도금층의 내박리성은 개선되는 것으로 이해된다. 페라이트 층의 두께가 약 0.5 ㎛일 때, 800 ℃에서의 가공인 경우에도 도금층의 분말성 박리가 발견되었다. 또한, 실질적인 합금 공정으로서, 도금층의 가공성은 도금의 침적량에 의존한다. 페라이트 층의 두께는 2 ㎛이더라도, 침적량이 일 측면당 30 g/㎡일 때, 양호한 가공이 얻어지는 최하 온도는 약 500 ℃이다. 또한, 이때 모강의 조직은 광학 현미경을 사용한 관찰과 후속 화상 분성에 의해 관찰되었으며, 조직의 80 ％ 이상이 모든 조건 하에서 마르텐사이트로 구성되었다.

예 7

용융 알루미늄 도금이 표15에 나타난 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)과 산세된 강판(두께 1.8 ㎜)에 적용되었다. 표15에서 번호 제1, 3 및 5번은 냉간 압연 강판이며 나머지는 열간 압연 강판이다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 60 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-10 ％Si-2 ％Fe였다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이렇게 생산된 알루미늄 도금 강판은 950 ℃로 가열되었으며, 사실상의 합금 공정으로서, 그후 수냉된 다이스에 의해 냉각되는 동안 온도가 약 600 ℃에 도달될 때 프레스 성형을 받았다. 굽힘 가공이 적용되었던 부분에서의 도금층의 박리 상태는 시각적으로 판단되었고 도금층의 박리는 모든 강판에 대해 관찰되지 않았다. 이때, 페라이트 층의 두게는 10 내지 20 ㎛였고, 모든 모강에서의 마르텐사이트 함량은 80 ％ 이상이었다. 이때, 냉각 속도는 약 150 ℃/sec였다.

예 8

용융 알루미늄 도금이 표16에 나타난 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)에 적용되었다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 30 내지 80 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때의 도금욕 조성은 Al-10 ％Si-2 ％Fe였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이렇게 생산된 알루미늄 도금층의 급냉 후 경도, 금속간 화합물의 두께, 용접성, 내열성 및 도장-후 내식성이 평가되었다. 급냉은 대기에서 0.5분 내지 20분 동안 950 ℃에서 강판을 가열함으로써 적용되었으며, 그후 사실상의 합금 공정으로서, 다이스를 사용해서 평판 상태의 강판을 압착하고 이를 냉각시켰다. 이때, 냉각 속도는 약 300 ℃/sec였다. 이렇게 함으로써, 침적량과 가열 시간을 달리함으로써 두께가 서로 다르고 표면까지 합금된 합금층을 갖는 급냉된 강판이 얻어졌다. 이때, 모든 강판의 외양은 거의 균일하였다. 성질에 대한 평가 방법과 평가 공식은 다음과 같다.

[경도]

100 g의 하중을 인가해서 강판 단면 중심부에서의 비커스 경도가 측정되었다.

[금속간 화합물의 두께]

금속간 화합물의 두께는 현미경을 사용해서 강판의 단면을 관찰하고 이어서 2 ％의 니트릴로 강판을 에칭하고 그후 EPMA를 사용해서 조직을 분석함으로써 측정되었다. 분석의 예가 도9에 도시되었다. 인용 부호 1은 Al: 26.85 ％, Si: 9.83 ％, Fe: 59.92 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 2는 Al: 49.54 ％, Si: 3.11 ％, Fe: 44.89 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 3은 Al: 30.75 ％, Si: 8.88 ％, Fe: 56.91 ％로 구성된 층을 나타내고, 인용 부호 4는 Al: 9.59 ％, Si: 2.92 ％, Fe: 84.02 ％로 구성된 층을 나타낸다.

[용접성]

스폿 용접성이 다음 조건 상에서 평가되었다.

전극: 산화 알루미늄 분산 동으로 제조되고 6φ-40R의 전극 선단부를 갖는 돔형 전극

압력: 600 Kgf

용접 전류: 10kA

용접 시간: 12 사이클(60 ㎐)

평가 공식

○: 2,000 사이클보다 큰 연속 스폿 용접

△: 1,200 내지 2,000 사이클의 연속 스폿 용접

×: 1,200 사이클보다 작은 연속 스폿 용접

[도장-후 내식성]

강판이 강판을 알루미늄 도금 및 아연 도금을 하기 위해 공통적으로 사용되는 화학 처리액에서 약 2분동안 화학 처리를 받았으며, 이어서 20 ㎛의 두께로 음이온 전해 석출 도료를 사용해서 피복되었고, 140 ℃에서 2분 동안 구워졌고, 그후 십자형으로 절단된 후 20일 동안 염 분무 시험을 받았고, 도장-후 내식성이 십자형으로 절단된 부분에서의 부식 깊이에 의해 판단되었다. 이때, 절단기를 사용한 십자형 절단부의 깊이는 약 50 ㎛였다. 따라서, 측정된 값으로부터 50 ㎛를 뺀 값이 진정 부식 깊이이다.

평가 결과는 표17에 요약되었다.

평가 공식

○: 80 ㎛ 이하의 부식 깊이

×: 80 ㎛보다 큰 부식 깊이

표17에 나타난 바와 같이, 합금층의 두께가 작으면 강판은 스폿 용접성이 뛰어나지만 도장-후 내식성은 열악하기 쉽다. 두께가 제1번 강판과 같이 너무 얇으면 강판은 도장-후 내식성이 열악하며, 두께가 제7번 강판과 같이 너무 두터우면 강판은 스폿 용접성이 열악하다. 제5번 및 제6번 강판의 경우에도, 강판은 스폿 용접성이 열악하기 쉽다. 따라서, 스폿 용접성이 중요하게 고려될 때, 합금층의 두께를 보다 얇게 만드는 것이 바람직하다.

예 9

표18에 나타난 강으로 제조된 강판이 주로 Al-10 ％Si-2 ％Fe로 구성된 금속으로 도금되었으며, 양호한 도금 외양이 얻어졌다. 예 7의 항목 1과 동일한 조건으로 급냉한 후 합금층의 두께가 측정되었으며 그 값은 8 내지 15 ㎛의 범위 내에 있었다. 이들 강판과 관련해서, 예 7의 항목 1과 동일한 평가 항목이 평가되었다. 결국, 모든 강판은 예 1의 평가 등급 ○에 대응하는 평가 결과를 얻었으며, 양호한 용접성과 양호한 도장-후 내식성을 보였다.

예 10

용융 알루미늄 도금이 표19에 나타난 강 조성을 갖고 정상 열간 압연 및 냉간 압연 공정을 거쳐 생산된 재료로서 냉간 압연된 강판(두께 1.2 ㎜)에 적용되었다. 용융 알루미늄 도금에서, 비산화로-환원로식 라인이 사용되었으며, 도금의 침적량은 도금 후 가스 와이핑 방법에 의해 일 측면당 60 g/㎡으로 조절되었고, 그후, 강판은 냉각되어서 제로 스팽글 처리를 받았다. 이때, 도금욕 조성은 Al-10 ％Si-2 ％Fe였다. 욕에서의 Fe는 욕에서 도금 장치와 강판에 의해 불가피하게 공급된 성분이다. 도금 외양은 비도금 결함 등을 갖지 않고 양호했다. 이렇게 생산된 알루미늄 도금 강판은 대기에서 가열되었고, 그후 다양한 온도에서 보유되었고 도10에 도시된 형상으로 성형되었다. 이때, 강판은 수냉된 다이스로 냉각되었다. 가열 속도는 약 5 내지 10 ℃/sec였으며, 냉각 속도는 비록 부위에 따라 변하지만 냉각 속도가 높은 부위에서 약 100 ℃/sec였고 냉각 속도가 낮은 부위에서 약 20 ℃/sec였다. 이때 도금층의 가공성(내박리성)이 평가되었다. 도금층의 박리는 압축된 표면 상에서 줄무늬 형상 또는 스폿 형상으로 형성되었다. 가열 조건과 도금층의 박리 상태 사이의 관계가 표20에 나타나 있다. 또한, 본 발명에 따르는 가열 조건은 도11에 도시된다.

접착성의 평가 공식

○: 도금층의 박리 없음

△: 도금층에 부분적으로 크랙 발생

×: 도금층의 박리 발생

표20에 나타난 바와 같이, 접착성은 온도가 사실상의 합금 공정으로서 800 ℃만큼 낮을 때 20분 동안 가열한 후에도 아직 완벽한 것으로 여겨지지 않는다. 가열 온도가 상승하면, 10분 이하의 보유 시간으로 양호한 접착성이 얻어졌다. 접착성은 사실상의 합금 공정으로서 보유 시간이 900 ℃에서 5분일 때 또는 1,000 ℃에서 2분일 때 계속해서 불충분하다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 고강도 자동차 부품을 형성하기 위한 열간 프레스 방법을 제공하며 장래 자동차의 중량 감소에 크게 기여할 것이다.

도1은 알루미늄계 합금 도금층의 Mn 및 Cr의 전체 양이 도장-후 내식성에 미치는 영향을 도시한 그래프이다.

도2는 Ni, Cu 및 Sn의 첨가량과 순 내식성 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

도3은 Ni, Cu 및 Sn의 첨가량과 도장-후 내식성 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

도4는 Cr 및 Mo의 첨가량과 순 내식성 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

도5는 Cr 및 Mo의 첨가량과 도장-후 내식성 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

도6은 950 ℃의 온도에서 Fe-Al-Si계 3상 다이스어그램이다.

도7은 본 발명에 따른 조직의 일 예를 광학 현미경으로 찰영한 사진(이면 주사 전자 화상)이다.

도8은 외층의 두께와 도금층의 가공성 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

도9는 현미경으로 촬영한 본 발명에 따른 금속 조직의 일 예를 보여주는 사진(이면 주사 전자 화상)이다.

도10은 본 발명에 따른 강판을 성형해서 얻은 형상을 도시한 도면이다.

도11은 본 발명에 따른 가열 시간과 가열 온도 사이의 관계를 도시한 그래프이다.

Claims

차량 부재가 강 성분으로서 중량 %로 C : 0.05 내지 0.7%를 함유한 강을 Al로 구성된 금속으로 도금함으로써 생산된 강판을 사용하여 열간 프레스에 의해 생산될 때, 종축을 가열온도, 횡축을 가열시간으로 하는 관계에서 상기 부재는 아래의 영역 A, B, C 및 D를 잇는 선보다도 긴 시간측의 가열조건으로, 850~1200℃에서 가열된 후 프레스 성형에 의해 성형되고 부재의 적어도 일부는 10 ℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 차량 부재용 고강도 알루미늄계 합금 도금 강판의 열간 프레스 방법.

A(850 ℃, 15분), B(900 ℃, 6분), C(1,050 ℃, 1.5분), D(1,200 ℃, 0.3분)