KR20180074292A - TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명의 일 측면은 Al 도금 후 상소둔 조건을 적절히 제어하여 Al-Fe 합금화층을 형성시킴으로써 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 균일성이 우수하여 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
초고강도 열간성형 부재는 최근에 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있으며, 이에 더 나아가 충돌시 에너지 흡수를 위하여 이종 소재 혹은 이종 두께 등의 조합을 가지는 블랭크(TWB, Tailor welded blank)를 이용하여 열간성형을 하는 기술이 제안되어 관련한 다양한 연구들이 진행되고 있다.
이러한 열간 성형 기술에 관한 대표적인 기술로서는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1에서는 Al-Si 도금강판을 850도 이상 가열 후 프레스에 의한 열간성형 및 급냉에 의해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도가 1600MPa을 넘는 초고강도를 확보하는 기술에 대하여 개시하고 있다.
그러나, 특허문헌 1에서 도금층은 Al을 주상으로 하는 것으로 TWB 용접시 도금층과 모재가 불균일하게 혼합되어 용융부 내 국부적으로 경도가 떨어지는 부분이 존재하며, 이는 용접부가 취약하게 되어 변형이 발생할 경우 용접부가 파단되는 문제가 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 기술로는 특허문헌 2가 있다. 특허문헌 2에서는 Al 도금강판의 TWB 용접시 위와 같은 문제를 해결하기 위하여 TWB 용접전 용접부위의 Al 도금층의 일부를 제거 한 후, TWB 용접하는 것을 특징으로 하고 있다.
그러나, 특허문헌 2의 기술을 상용적으로 적용하기 위해서는 TWB 용접전 Al 도금층의 일부를 제거하기 위한 추가적인 설비도입이 필요하며, 또한 실제 용접부 대비 넓은 면적의 도금층을 제거하게 됨으로써 최종적으로 도금층이 제거된 부위에서의 내식성 불량의 위험성이 커지는 문제점을 가지고 있다.
따라서, 도금층의 제거 없이도 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 이를 이용한 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고,
상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
식1: 1 ≤ 
≤ 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
한편, 본 발명의 또 다른 일 측면은 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러드 웰디드 블랭크(Tailor Welded Blank, TWB)를 열간성형함으로써 제조된 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 도금층의 제거 없이도 테일러 웰디드 블랭크 제조시 용접부의 경도가 균일하여 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 식1과 TWB 용접부 경도 편차와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 TWB 용접부에 대한 Al분포 EPMA 분석결과이다.
도 3은 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 인장시험 파단 형상을 촬영한 사진이다.
도 2는 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 TWB 용접부에 대한 Al분포 EPMA 분석결과이다.
도 3은 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 인장시험 파단 형상을 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 Al 도금강판을 이용하여 테일러 웰디드 블랭크(Tailor Welded Blank, TWB)를 제조하는 경우에는 용접부의 경도가 균일하지 못하여 TWB 용접 특성이 열위한 문제점이 있으며, 이를 해결하기 위하여 Al 도금층을 제거한 후 TWB를 제조하는 경우에는 Al 도금층의 일부를 제거하기 위한 추가적인 설비도입이 필요하며, 또한 실제 용접부 대비 넓은 면적의 도금층을 제거하게 됨으로써 최종적으로 도금층이 제거된 부위에서의 내식성이 열위해지는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, Al 도금 후 상소둔 조건을 적절히 제어하여 Al-Fe 합금화층을 형성시킴으로써 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 균일성이 우수하여 TWB 용접 특성을 우수하게 할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
TWB
용접 특성이 우수한
열간성형용
Al-Fe
합금화
도금강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고, 상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이다.
먼저, 본 발명 소지강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.1~0.5%
C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소이다.
C 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 0.5% 초과인 경우에는 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시킬 우려가 있다.
따라서, C 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다. C 함량의 보다 바람직한 상한은 0.45%이고, 보다 더 바람직한 상한은 0.4%이다.
Si: 0.01~2.0%
Si는 제강에서 탈산제로 첨가되며, 열간성형 부재의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 탄화물 생성을 억제할 뿐만 아니라, 열간성형에 있어서 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 래스(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류 오스테나이트를 확보하기 위하여 첨가된다.
Si 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 강의 청정도를 확보할 수 없고, 과도한 비용이 든다. 반면에, Si 함량이 2.0% 초과인 경우에는 Al 도금성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서 Si 함량의 상한은 2.0%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.5%이다.
Mn: 0.1~10%
Mn은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 열간성형 부재에 있어서 마르텐사이트를 확보하기 위한 임계냉각속도를 낮추기 위하여 첨가될 필요가 있다.
Mn 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻는데 한계가 있다. 반면에, Mn 함량이 10% 초과인 경우에는 열간성형 공정 전 강판의 강도가 너무 높게 올라가기 때문에 작업성이 떨어질 뿐만 아니라, 과다한 합금철에 의한 원가 상승 및 점용접성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서 Mn 함량의 상한은 10%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 9.0%, 보다 더 바람직하게는 8.0%이다.
P: 0.001~0.05%
P는 불순물로서, P 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 들고, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 용접성을 크게 떨어뜨린다. 따라서, P 함량의 상한은 0.05%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.03%이다.
S: 0.0001~0.02%
S는 불순물로서, S 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 들고, S 함량이 0.02% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해한다. 따라서 S 함량의 상한은 0.02%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01%이다.
Al: 0.001~1.0%
Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다.
Al 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 1.0% 초과인 경우에는 과다하게 Ac3 온도가 상승하여 가열온도를 더욱 높혀야 하는 문제점이 있다.
N: 0.001~0.02%
N은 불순물로서, N 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 제조비용이 들고, N 함량이 0.02% 초과인 경우에는 슬라브 연주 시 크랙이 발생할 수 있으며, 충격특성이 열위해진다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 소지강판은 상술한 원소 외에 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함할 수 있다.
Cr 및 Mo는 경화능 향상, 석출강화 효과를 통한 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소들이다. Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 4.0% 초과인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 용접성 저하 및 비용 상승의 문제가 있다.
또한, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함할 수 있다.
Ti, Nb 및 V은 미세 석출물 형성으로 열처리 부재의 강도 향상, 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트 안정화 및 충격인성 향상에 기여하는 원소들이다. Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합이 0.001% 미만인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 비용 상승의 문제가 있다.
또한, B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함할 수 있다.
B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 또는/및 S의 입계편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. B 함량이 0.0001% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 0.01% 초과인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연에서 취성을 야기시킨다. 따라서 B 함량의 상한은 0.01%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.005%이다.
한편, 상기 소지강판의 미세조직은 특별히 한정할 필요는 없으나, 예를들면, 면적분율로 펄라이트 20% 이하, 마르텐사이트 10% 이하, 구상화된 탄화물 10% 이하 및 나머지 페라이트를 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층에 대하여 상세히 설명한다.
상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이다.
미합금화된 상의 분율이 1면적% 초과인 경우에는 저융점의 Al 상의 존재하는 것을 의미하고, 이러한 저융점의 Al 상은 TWB 용접시 용접부에 Al 농화상으로 잔존하게 되며, 열간성형 후 저경도상을 형성함으로써 열간성형 부재의 TWB 용접부 경도 편차를 크게하여 용접부 특성을 열위해진다.
Al: 40~60%
Al-Fe 합금화층 내 Al 함량이 60% 초과인 경우에는 TWB 용접부에 Al 농화상이 잔존하게 될 우려가 있으며, 40% 미만인 경우에는 최종 열간성형 부재의 내식성이 열위해진다.
Si: 2~10%
도금층의 Si함량은 2~10%인 것이 바람직하다. Al-Fe 도금층은 Al, Si, Fe함량에 따라 여러 다양한 상으로 구성될 수 있으며, 이 중 Si가 포함된 상은 경도가 낮아 도금층의 박리를 억제하는 효과가 있으나, 점용접성을 열위하게 할 수 있다. Si함량이 2% 미만인 경우에는 Si가 포함된 상의 형성이 불충분하여 도금층의 박리가 쉽게 발생할 수 있으며, 10% 초과인 경우에는 도금층의 저항이 너무 증가하여 점용접성을 나쁘게 하는 문제가 있다.
이때, 상기 Al-Fe 합금화층은,
상기 소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;을 포함하며,
상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 1.0~10㎛일 수 있다.
상기 확산층과 중간층 두께의 합이 1.0㎛ 미만인 경우에는 도금층의 박리가 쉽게 발생할 수 있으며, 10㎛ 초과인 경우에는 도금층의 저항이 증가하여 점용접성이 열위해질 수 있다. 따라서 상기 확산층과 중간층 두께의 합은 1.0~10㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2.0~10㎛일 수 있다.
예를 들어, 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 모식도인 도4에서와 같이, 소지강판 표면으로부터 확산층, Fe2Al5이 주를 이루는 층, 중간층, Fe2Al5 이 주를 이루는 층이 차례대로 형성되어 구성될 수 있으며, 확산층은 FeAl(Si)와 αFe를 주요구성으로 하여 Si 함량이 0.5~12.0중량%이고, 중간층은 FeAl(Si)를 주요구성으로 하여 Si 함량이 3.0~20.0중량%일 수 있다. FeAl(Si)는 다른 상에 비해 경도가 낮은 특징이 있어 도금층의 박리를 억제하는 효과가 있으나, 점용접성을 열위하게 할 수 있다.
또한, 상기 Al-Fe 합금화층 상에 두께 2㎛ 이하의 산화층이 형성되어 있을 수 있다. 상기 상화층의 두께가 2㎛ 초과인 경우에는 점용접성이 열위해지는 문제점이 있다. 여기서 산화층의 두께는 GDS(Glow Discharge Spectrometer) 분석시 산소농도 10%인 지점까지의 두께를 의미한다.
또한, 상기 Al-Fe 합금화층의 두께는 10~60㎛일 수 있다.
Al-Fe 합금화층의 두께가 10㎛ 미만인 경우에는 내식성을 확보하기 어려우며, 60㎛ 초과인 경우에는 점용접성이 저하되고 제조비용이 증가하는 문제점이 있다.
TWB
용접 특성이 우수한
열간성형용
Al-Fe
합금화
도금강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및 상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함한다.
식1: 1 ≤ 
≤ 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열한다.
슬라브 가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 슬라브 조직이 균질화 되기 어렵고, 1300℃ 초과인 경우에는 과다한 산화층 형성 및 제조비용 상승의 문제점이 있다.
열간 압연 단계
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만인 경우에는 이상역 압연이 되기 쉬어 표층에 혼립 조직이 형성되고, 판형상 제어가 어렵다. 반면에, 마무리 열간압연 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 결정립이 조대화되는 문제점이 있다.
냉각 및
권취
단계
상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취한다.
권취온도가 Ms 온도(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하인 경우에는 열연재의 강도가 너무 높아져 냉간압연이 어려운 문제점이 있으며, 750℃ 초과인 경우에는 산화층의 두께가 과도하게 증가되어 표면 산세가 어려운 문제점이 있다.
도금 단계
상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금한다.
Si함량이 6% 미만이면, 도금욕의 유동성이 저하되어 균일한 도금층 형성이 어려운 문제가 있다. 반면, Si함량이 12%를 초과하면 도금욕의 용융온도가 올라가서 도금욕 관리 온도를 상향해야 하는 문제점이 있다. 도금욕 중 Fe는 도금 과정에서 강판으로부터 도금욕에 용해가 되어 존재하게 된다. 도금욕의 Fe함량이 1% 미만을 유지하기 위해서는 용해되어 나오는 Fe를 희석시키기 위해 과도한 제조 비용이 발생하는 문제가 있고, Fe 함량이 4%를 초과하면 도금욕에 드로스라고 하는 FeAl 화합물 형성이 용이하여 도금 품질을 저하시키기 때문에 4% 이하로 관리할 필요가 있다.
이때, 상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행할 수 있다.
도금량이 편면 기준 30g/m2 미만인 경우에는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려우며, 130g/m2 초과인 경우에는 과도한 도금 부착량으로 인하여 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량이 코일 전폭 및 길이 방향으로 균일하도록 도금하기가 용이하지 않기 때문이다.
이때, 상기 도금하는 단계는 도금 전에 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
냉간압연을 생략하고 바로 도금을 실시하여도 무방하나, 보다 정밀한 강판 두께 제어를 위하여 냉간압연을 실시할 수 있다. 예를 들어, 소정의 목표 두께를 얻기 위하여 30~80%의 압하율로 냉간압연할 수 있다.
또한, 상기 냉간압연 전에 상기 권취된 열연강판을 400~700℃로 가열하여 1~100시간 동안 유지하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다. 냉간압연 부하를 줄이기 위함이다.
또한, 상기 냉간압연 후에 상기 냉연강판을 700~900℃에서 연속소둔하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다. 이는 냉간압연 후 가공경화된 조직을 재결정시켜 후속 공정 생산에 적합한 강도 및 물성을 확보하기 위함이다.
상소둔
단계
상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔한다.
식1: 1 ≤ 
≤ 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
상소둔전 Al도금만 한 상태에서 도금층은 Al을 주상으로 내부에 Al-Si 공정상이 분포하는 조직이나, 상소둔시 Fe와의 합금화를 통하여 점차 도금층의 Fe함량이 높아지는 다양한 상이 형성된다. 다양한 상이 형성되어 정확한 상을 규명하기는 어려우나, 도 4 및 상술한 바와 같이, 소지강판 표면으로부터 확산층, Fe2Al5이 주를 이루는 층, 중간층, Fe2Al5 이 주를 이루는 층이 차례대로 형성되어 구성될 수 있으며, 확산층은 FeAl(Si)와 αFe를 주요구성으로 하여 Si 함량이 0.5~12.0중량%이고, 중간층은 FeAl(Si)를 주요구성으로 하여 Si 함량이 3.0~20.0중량%일 수 있다.
식1 값이 1 미만인 경우에는 상소둔이 부족함에 따라 최표층에 Al층이 남을 수 있으며, 열간성형 후 도금층내 저융점의 Al상의 존재로 TWB 용접시 용접부에 불균일하게 잔존하게 되어, 최종 열간 성형후 용접부내 저경도상으로 남아 용접부를 취약하게 만드는 문제를 야기 시킨다.
반면에, 식1 값이 20 초과인 경우에는 상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 증가함에 따라 열간성형 후 점용접성을 열위하게 하는 문제점을 가진다.
이때, 상기 상소둔 시 승온속도는 1~500℃/시간 범위이며, 가열온도는 450~750℃ 범위이고, 유지시간은 1~100시간 범위일 수 있다.
승온속도가 1℃/시간 미만인 경우에는 가열로 분위기 내에 불순물로 존재하는 산소에 의하여 도금층 표면에 산화물이 과다하게 형성되어 열간성형 후 점용접성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 생산성이 크게 저하될 우려가 있다. 반면에, 승온속도가 500℃/시간 초과인 경우에는 도금층 표층에 부분적으로 미합금화된 Al층이 남아있게 되는데, 미합금화 된 Al층은 저용점상으로 TWB 용접시 용접부에 불균일하게 잔존하게 되어, 최종 열간 성형후 용접부내 저경도상으로 남아 용접부를 취약하게 만들 수 있다.
가열온도가 450℃ 미만인 경우에는 도금층 표층에 충분한 합금화가 이루어지지 않아 상술한 바와 같이 용접부를 취약하게 만들 수 있다. 반면에, 가열온도가 750℃ 초과인 경우에는 상소둔 중 표층에 산화물이 과다하게 생성되어 열간성형 후 점용접성을 열위하게 할 수 있다.
가열온도에서의 유지시간 유지시간이 1시간 미만인 경우에는 도금층이 충분히 합금화되기 어렵고, 100시간 초과인 경우에는 생산성이 저하되는 문제점이 있다.
상소둔 열처리 후 냉각은 노냉, 공냉 등 특별히 한정하지 않는다.
이때, 상기 상소둔은 비산화성 분위기에서 행할 수 있다. 예를 들어, 수소 분위기, 또는 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 행할 수 있다.
상소둔 시 비산화성 분위기를 유지하함으로써, 코일 표면에 산화물이 다량 생성되어 열간성형 후 점용접성이 열위해지는 문제점을 방지하기 위한 것이다. 또한, 산화성 분위기에서는 상소둔 설비가 산화되어 설비 유지비용이 상승할 뿐만 아니라, 설비 수명을 단축시키는 문제가 있다.
TWB
용접 특성이 우수한
열간성형
부재
본 발명의 또 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재는 상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러 웰디드 블랭크를 열간성형함으로써 제조되고, 인장강도가 1300MPa 이상이며, 용접부의 경도편차가 100Hv 이하이다.
용접부의 경도편차가 100Hv 초과인 경우에는 용접부에서 파단이 발생하게 되어 TWB 용접 특성이 열위하다.
이때, 상기 부재의 미세조직은 부재의 인장강도가 1300MPa을 넘게 되면 특별히 한정하지 않지만, 상기 부재 중 Al-Fe 합금화 도금강판 부분의 미세조직은 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 하면서 부재의 연성을 높이기 위하여 잔류 오스테나이트를 30면적% 이하로 포함할 수 있으며, 페라이트는 5면적% 이하로 포함할 수 있다. 페라이트가 5면적%를 초과하게 되면 강도가 저하될 뿐만 아니라, 페라이트 네트워크를 따라 크랙이 전파되기 용이하기 때문에 내충돌성 및 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
TWB
용접 특성이 우수한
열간성형
부재의 제조방법
본 발명의 또 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법은 상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조하는 단계;
상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 열간성형 단계;를 포함한다.
테일러
웰디드
블랭크 제조 단계
상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조한다.
이때, 두께가 상이한 강판에 대해서는 테일러 웰디드 블랭크 제조에 적용되는 통상적인 두께 차이라면 본 발명의 효과가 나타나므로 특별히 한정하지 않는다. 예를 들어, 1~10mm의 두께 차이가 있는 강판을 이용할 수 있다.
또한, 강도가 상이한 강판도 테일러 웰디드 블랭크 제조에 사용되는 통상적인 강판을 사용하면 본 발명의 효과가 나타나므로 특별히 한정하지 않는다.
예를 들어, 테일러 웰디드 블랭크 제조에 사용되는 통상적인 강판으로는 HSLA강, DP강 등이 있다.
보다 구체적인 예를 들면, 6Mn6 강재를 이용할 수 있다. 6Mn6 강재란 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 0.08~1.7%, Al: 0.01~0.07%, Ti: 0.09% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 의미한다.
나아가, 용접 방법도 특별히 한정할 필요는 없으며, 레이저 용접, 전기 아크용접, 플라즈마 용접, MIG 등의 방법이 사용될 수 있다.
테일러
웰디드
블랭크 가열 단계
상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지한다.
가열 온도가 Ae3+30℃ 미만인 경우에는 테일러 웰디드 블랭크를 가열로에서 금형으로 이송하는 도중 페라이트가 생성될 가능성이 높아 소정의 강도를 확보하기 어렵고, Ae3+150℃ 초과인 경우에는 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
승온속도가 1℃/초 미만인 경우에는 충분한 생산성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 과다한 가열 시간이 소요되기 때문에 강판의 결정립 크기가 너무 커서 충격인성을 저하시키고, 부재 표면에 과다한 산화물이 형성되어 점용접성을 저하시킨다. 반면에 승온속도가 1000℃/초 초과인 경우에는 고비용의 설비가 필요하여 제조비용이 증가한다.
유지 시간이 1초 미만인 경우에는 온도가 균일화 되지 못하고, 일부 탄화물의 재용해가 불충분하여 부위별 재질차이를 유발할 수 있으며, 유지시간이 1000초를 초과하게 되면, 가열온도 과다와 마찬가지로 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
열간성형
단계
상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각한다.
냉각속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 페라이트가 형성되어 고강도를 확보하기 어렵고, 1000℃/sec 초과로 제어하기 위해서는 고가의 특별한 냉각설비가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(
실시예
)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 슬라브를 1100℃로 가열한 후, 900℃에서 마무리 열간압연하고 650℃에서 권취하였다. 그 후, 중량%로, Si: 8%, Fe: 2%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 상소둔하여 Al-Fe 합금화 도금강판을 제조하였다.
Al-Fe 합금화 도금강판의 Al-Fe 합금화층을 분석하여 하기 표 2에 기재하였다.
상기 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께가 동일한 6Mn6 강재(중량%로, C: 0.06%, Si: 0.1%, Mn: 1.5%, Al: 0.03%, Ti: 0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판)와 레이저 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조한 후, 900℃로 가열하여 6분 동안 유지한 후 평판 금형으로 열간성형하여 열간성형 부재를 제조하였다.
상기 열간성형 부재의 인장시험, 용접부 인장시험 및 용접부 경도 시험을 실시하였으며, 경도 시험의 경우 하중 100g의 마이크로 비커스 시험을 용접부의 판두께 1/4t에서 3/4t 영역에서 10점을 분석하였다.
용접부 경도편차는 용접부 평균 경도에서 최소 경도를 뺀 값으로 측정하였다.
점용접성은 ISO 18278-2 방법으로 평가한 용접전류 범위가 1kA 이상이면 O, 1kA 미만이면 X로 표시하였다.
| 강종 | 합금조성(중량%) | ||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | N | B | Cr | Mo | Ti | Nb | V | |
| A | 0.23 | 0.2 | 1.3 | 0.01 | 0.002 | 0.03 | 0.004 | 0.002 | 0.15 | - | 0.035 | - | - |
| B | 0.15 | 0.01 | 3 | 0.009 | 0.003 | 0.02 | 0.005 | 0.002 | 0.3 | - | 0.03 | - | - |
| C | 0.13 | 1.4 | 7 | 0.009 | 0.002 | 0.04 | 0.004 | - | 1 | 0.3 | 0.023 | - | - |
| D | 0.35 | 0.6 | 1.1 | 0.01 | 0.001 | 0.035 | 0.006 | - | 0.3 | - | - | - | 0.2 |
| E | 0.22 | 0.2 | 1.1 | 0.011 | 0.002 | 0.04 | 0.006 | 0.003 | 0.2 | - | 0.03 | 0.06 | 0.2 |
| F | 0.25 | 0.3 | 0.2 | 0.008 | 0.001 | 0.03 | 0.005 | 0.003 | 3 | - | 0.032 | 0.08 | - |
| G | 0.21 | 0.1 | 0.9 | 0.009 | 0.003 | 0.032 | 0.005 | 0.002 | - | 0.3 | 0.032 | - | - |
| H | 0.07 | 0.5 | 1 | 0.009 | 0.002 | 0.037 | 0.005 | 0.002 | 0.1 | - | 0.003 | 0.03 | - |
| I | 0.23 | 0.5 | 0.05 | 0.008 | 0.003 | 0.031 | 0.006 | 0.003 | - | 0.2 | 0.03 | - | - |
| No. | 강종 | 상소둔 조건 | Al-Fe 합금화층 | 표층 산화층 두께 (㎛) |
비고 | ||||||
| 분위기 | T | t | HR | 식1 | Al (wt%) |
확산층 중간층 두께합 (㎛) |
미합금화 (면적%) |
||||
| 1 | A | - | - | - | - | - | 88 | 0.1 | 98 | 0.01 | 비교예 |
| 2 | H2 | 450 | 12 | 50 | 0.1 | 74.1 | 0.7 | 45 | 0.01 | 비교예 | |
| 3 | H2 | 500 | 18 | 50 | 0.4 | 67.8 | 0.9 | 21 | 0.03 | 비교예 | |
| 4 | H2 | 550 | 10 | 50 | 0.9 | 62.1 | 0.6 | 2.8 | 0.07 | 비교예 | |
| 5 | H2 | 600 | 24 | 50 | 3.0 | 53.2 | 3.2 | 0 | 0.23 | 발명예 | |
| 6 | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 55.4 | 3.7 | 0 | 0.26 | 발명예 | |
| 7 | N2+H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 54.2 | 3.9 | 0 | 0.21 | 발명예 | |
| 8 | 대기 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 53.8 | 2.8 | 0 | 2.18 | 비교예 | |
| 9 | H2 | 650 | 12 | 100 | 4.8 | 56.7 | 2.9 | 0.4 | 0.36 | 발명예 | |
| 10 | H2 | 650 | 12 | 5 | 10.1 | 52.1 | 5.5 | 0 | 0.75 | 발명예 | |
| 11 | H2 | 650 | 12 | 1 | 20.7 | 43.5 | 11.3 | 0 | 0.90 | 비교예 | |
| 12 | H2 | 650 | 24 | 50 | 6.8 | 51.5 | 3.7 | 0.2 | 0.51 | 발명예 | |
| 13 | H2 | 750 | 6 | 50 | 17.1 | 47 | 9.3 | 0 | 0.85 | 발명예 | |
| 14 | H2 | 750 | 15 | 50 | 22.7 | 41.6 | 12.3 | 0 | 1.10 | 비교예 | |
| 15 | B | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 55.8 | 2.8 | 0 | 0.35 | 발명예 |
| 16 | C | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 53.2 | 2.9 | 0 | 0.31 | 발명예 |
| 17 | D | N2+H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 49.6 | 3.7 | 0 | 0.36 | 발명예 |
| 18 | H2 | 800 | 1 | 50 | 24.3 | 43.5 | 13.2 | 0 | 0.94 | 비교예 | |
| 19 | E | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 55.7 | 2.9 | 0 | 0.29 | 발명예 |
| 20 | F | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 54.2 | 3.1 | 0 | 0.24 | 발명예 |
| 21 | G | H2 | 700 | 6 | 50 | 8.8 | 52.1 | 4.8 | 0 | 0.33 | 발명예 |
| 22 | H2 | 550 | 3 | 50 | 0.6 | 62.3 | 1.3 | 3 | 0.08 | 비교예 | |
| 23 | H | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 53.7 | 3.9 | 0 | 0.31 | 비교예 |
| 24 | I | H2 | 650 | 12 | 50 | 5.2 | 56.4 | 4.0 | 0 | 0.25 | 비교예 |
상기 표 2에서 식1은 
이며, 상기 식1 및 표 2에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미한다.
상기 표 2에서 표층산화층 두께는 GDS(Glow Discharge Spectrometer) 분석을 통하여 얻어진 산소농도 프로파일에서 산소농도가 10 wt%인 지점까지의 두께를 의미한다.
소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;의 각각의 두께 평균값을 구하고, 각각의 두께 평균값을 합하여 상기 표 2에 기재하였다.
| No. | 열간성형 부재 | TWB 특성 | 비고 | |||||||
| YS (MPa) |
TS (MPa) |
EL (%) |
점용 접성 |
연결재 (6Mn6) 도금 |
용접부 경도 (Hv) |
용접부 최소경도 (Hv) |
용접부 경도편차 (Hv) |
파단 위치 |
||
| 1 | 1065 | 1508 | 6.4 | O | Al도금 | 342 | 165 | 177 | 용접부 | 비교예 |
| 2 | 1071 | 1517 | 6.2 | O | 비도금 | 335 | 178 | 157 | 용접부 | 비교예 |
| 3 | 1071 | 1509 | 6.4 | O | 비도금 | 338 | 200 | 138 | 용접부 | 비교예 |
| 4 | 1059 | 1511 | 6.5 | O | 비도금 | 342 | 232 | 110 | 용접부 | 비교예 |
| 5 | 1054 | 1496 | 6.8 | O | 비도금 | 341 | 299 | 42 | 모재 | 발명예 |
| 6 | 1065 | 1504 | 6.4 | O | Al도금 | 335 | 311 | 24 | 모재 | 발명예 |
| 7 | 1066 | 1501 | 6.7 | O | 비도금 | 339 | 287 | 52 | 모재 | 발명예 |
| 8 | 1032 | 1499 | 6.1 | X | 비도금 | 320 | 291 | 29 | 모재 | 비교예 |
| 9 | 1069 | 1519 | 6.2 | O | 비도금 | 345 | 284 | 61 | 모재 | 발명예 |
| 10 | 1047 | 1500 | 6.6 | O | 비도금 | 332 | 308 | 24 | 모재 | 발명예 |
| 11 | 1034 | 1493 | 6.5 | X | Al도금 | 339 | 314 | 25 | 모재 | 비교예 |
| 12 | 1028 | 1485 | 6.7 | O | 비도금 | 341 | 297 | 44 | 모재 | 발명예 |
| 13 | 1025 | 1481 | 6.6 | O | Al도금 | 329 | 305 | 24 | 모재 | 발명예 |
| 14 | 1011 | 1468 | 6.7 | X | 비도금 | 335 | 299 | 36 | 모재 | 비교예 |
| 15 | 1023 | 1578 | 5.8 | O | 비도금 | 374 | 310 | 64 | 모재 | 발명예 |
| 16 | 1103 | 1630 | 7.8 | O | 비도금 | 395 | 318 | 77 | 모재 | 발명예 |
| 17 | 1387 | 2015 | 5.6 | O | 비도금 | 545 | 473 | 72 | 모재 | 발명예 |
| 18 | 1345 | 1967 | 5.3 | X | 비도금 | 545 | 480 | 65 | 모재 | 비교예 |
| 19 | 1075 | 1543 | 6.8 | O | 비도금 | 341 | 308 | 33 | 모재 | 발명예 |
| 20 | 1121 | 1597 | 6.2 | O | 비도금 | 375 | 319 | 56 | 모재 | 발명예 |
| 21 | 1064 | 1499 | 6.9 | O | Al도금 | 354 | 295 | 59 | 모재 | 발명예 |
| 22 | 1064 | 1508 | 6.5 | O | Al도금 | 358 | 241 | 117 | 용접부 | 비교예 |
| 23 | 756 | 1102 | 14.2 | O | 비도금 | 283 | 252 | 31 | 모재 | 비교예 |
| 24 | 889 | 1265 | 8.1 | O | 비도금 | 294 | 244 | 50 | 모재 | 비교예 |
본 발명의 조건을 만족하는 발명예들의 경우에는 열간성형 후 1300MPa 이상의 인장강도가 확보 가능하며, Al-Fe 합금화층의 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이고, Al-Fe도금층의 Al함량이 40~60%로 TWB 용접시 용접부에 Al농화상이 형성되지 않아 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 편차가 100Hv 이하였으며, 용접부 인장 시험결과 용접부 파단없이 6Mn6 모재부에서 파단이 일어나 TWB 용접 특성이 우수한 것을 알 수 있다.
비교예인 1번의 경우, 상소둔을 실시하지 않아 TWB 용접 특성이 열위하였다.
비교예인 2~4번의 경우, 식1 값이 1미만으로 미합금화된 상의 분율이 1면적% 초과였으며, 저융점의 Al 상의 존재로 인하여 TWB 용접시 용접부에 Al 농화상이 잔존하여 열간성형 후 저경도상을 형성하였으며, 이에 따라 TWB 용접부의 경도 편차가 100Hv 초과였고, 용접부 인장 시험결과 용접부에서 파단이 발생하였다.
비교예인 8번의 경우, 대기 분위기에서 상소둔을 실시하였으며, 이에 따라 상소둔 과정 중 형성된 표층 산화층이 두꺼워져서 열간성형 부재의 점용접성이 불량하였다.
비교예인 11, 14 및 18번의 경우, 식1 값이 20을 초과하였으며, 이에 따라 용접성에 열위한 확산층과 중간층의 두께가 증가하여 열간성형 부재의 점용접성이 불량하였다.
비교예인 23 및 24번의 경우, TWB 용접부 특성 및 점용접성 등은 우수하였으나, C또는 Mn 함량이 본 발명 범위에 미달하여 열간성형 부재의 인장강도가 1300MPa 미만이었다.
도 1은 식1과 TWB 용접부 경도 편차와의 관계를 나타낸 그래프로서 식1이 본 발명에서 제시한 범위를 만족하는 경우 TWB 용접 특성이 우수함을 알 수 있다.
도 2는 1번과 6번의 열간성형 부재의 TWB 용접부에 대한 Al분포 EPMA 분석결과이다. 비교예(1번)의 경우 TWB 용접부에 Al함량이 높은 상(붉은색)이 불균일하게 분포하는 것을 확인할 수 있으며, 발명예(6번)의 경우 용접부의 Al함량이 균일하게 분포하는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 1번과 6번의 열간성형 부재의 인장시험 파단 형상을 촬영한 사진이다. 비교예(1번)의 경우 파단위치가 용접부이고, 발명예(6번)의 경우 파단위치가 모재였으며 발명예(6번)이 TWB 용접 특성이 우수함을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
Claims (20)
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고,
상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 소지강판은 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 소지강판은 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 소지강판은 B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 소지강판의 미세조직은 면적분율로 펄라이트 20% 이하, 마르텐사이트 10% 이하, 구상화된 탄화물 10% 이하 및 나머지 페라이트를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 Al-Fe 합금화층은,
상기 소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;을 포함하며,
상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 1.0~10㎛인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 Al-Fe 합금화층 상에 2㎛ 이하의 산화층이 형성되어 있는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 제1항에 있어서,
상기 Al-Fe 합금화층의 두께는 10~60㎛인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
- 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
식1: 1 ≤≤ 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
- 제9항에 있어서,
상기 슬라브는 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 슬라브는 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 슬라브는 B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 도금하는 단계는 도금 전에 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 상소둔 시 승온속도는 1~500℃/시간 범위이며, 가열온도는 450~750℃ 범위이고, 유지시간은 1~100시간 범위인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제9항에 있어서,
상기 상소둔하는 단계는 비산화성 분위기에서 행하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
- 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러 웰디드 블랭크를 열간성형함으로써 제조되고,
인장강도가 1300MPa 이상이며, 용접부의 경도편차가 100Hv 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재.
- 제17항에 있어서,
상기 부재 중 Al-Fe 합금화 도금강판 부분의 미세조직은 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 30면적% 이하, 페라이트는 5면적% 이하로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재.
- 제9항 내지 제16항 중 어느 한 항에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조하는 단계;
상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 열간성형 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
- 제19항에 있어서,
상기 강도가 상이한 강판은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 0.08~1.7%, Al: 0.01~0.07%, Ti: 0.09% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
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