KR20220002161A - 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 실시예는, 베이스 강판; 및 상기 베이스 강판 상에 위치하며 순차적으로 적층된 확산층과 표면층을 구비한 도금층;을 포함하고, 상기 확산층은, 상기 베이스 강판 상에 순차적으로 위치하며 각각 실리콘을 포함하는 Fe-Al 합금화층 및 Fe-Al 금속간 화합물층을 포함하고, 상기 확산층에 대한 상기 Fe-Al 금속간 화합물층의 면적분율이 84.5% 내지 98.0%인 열간 프레스용 강판을 개시한다.

Description

열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법{Steel sheet for hot press and manufacturing method thereof}
본 발명의 실시예들은 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
근래 자동차 산업에서의 환경 규제와 안전기준이 강화됨에 따라, 자동차의 경량화 및 안정성을 위한 고강도강의 적용이 늘어나는 추세이다. 한편, 고강도강은 중량 대비 고강도 특성을 확보할 수 있으나, 가공 중 소재의 파단이 발생하거나, 스프링 백 현상이 발생하여 복잡하고 정밀한 형상의 제품의 성형에 어려움이 있다. 따라서, 이러한 문제점을 해결하기 위한 방법으로 열간 프레스 성형의 적용이 확대되고 있다.
열간 프레스 성형은 고온에서 강판을 가열하여 프레스 가공하므로 강재의 성형이 용이하며, 금형을 통해 급랭을 실시하므로 성형품의 강도를 확보할 수 있다. 그러나, 열간 프레스 성형을 위해 강판을 고온으로 가열하므로, 강판의 표면이 산화되는 문제가 있다. 이러한 문제를 해결하기 위해 미국 등록특허 제6,296,805호 발명은 알루미늄 도금을 실시한 강판을 열간 프레스 성형하는 방법을 제안하고 있다. 미국 등록특허 제6,296,805호 발명에 의하면 알루미늄 도금층이 강판 표면에 존재하므로 강판의 가열에 의해 강판의 표면이 산화되는 것을 방지할 수 있다.
그러나, 강판의 가열시 강판으로부터 Fe이 알루미늄 도금층으로 확산되어 알루미늄 도금층이 합금화되며, 이러한 알루미늄 도금강판을 열간 프레스 성형하면, 합금화에 의해 취성을 가지게 되는 도금층에 크랙이 발생할 수 있다. 한편, 알루미늄 도금층은 희생방식성이 없기 때문에 도금층에 크랙이 발생되어 강판의 표면이 노출되면 열간 프레스 성형품의 내식성이 급격히 저하될 수 있다.
한편, 10-2019-0077928호 발명은 소지강판의 표면에 형성된 Fe-Al 합금 도금층을 포함하되, Fe-Al 합금 도금층을 두께방향으로 4등분 하여 4개의 층으로 하였을 때, 최외곽의 층을 제외한 나머지 층의 경도가 그보다 외곽의 층의 경도보다 작게 형성되어, 표면에 크랙 발생이 억제되는 철-알루미늄계 합금도금강판을 개시한다. 그러나, Fe-Al 합금 도금층의 경도가 외곽으로 갈수록 작아지기에, 열간 프레스 공정 중 금형에 Fe-Al 합금 도금층이 부착되어 박리될 우려가 있다.
US 6,296,805 제10-2019-0077928호
본 발명의 실시예들은, 열간 프레스 성형시 도금층에 크랙이 발생하는 것을 방지 또는 최소화할 수 있는 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예는, 베이스 강판; 및 상기 베이스 강판 상에 위치하며 순차적으로 적층된 확산층과 표면층을 구비한 도금층;을 포함하고, 상기 확산층은, 상기 베이스 강판 상에 순차적으로 위치하며 각각 실리콘을 포함하는 Fe-Al 합금화층 및 Fe-Al 금속간 화합물층을 포함하고, 상기 확산층에 대한 상기 Fe-Al 금속간 화합물층의 면적분율이 84.5% 내지 98.0%인 열간 프레스용 강판을 개시한다.
본 실시예에 있어서, 상기 Fe-Al 금속간 화합물층은 순차적으로 적층된 제1 층 및 제2 층을 포함하고, 상기 Fe-Al 합금화층의 경도는 상기 제1 층의 제1 경도 및 상기 제2 층의 제2 경도보다 크고, 상기 제2 경도가 상기 제1 경도보다 클 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 도금층에 대한 상기 확산층의 면적분율은 10% 내지 35%일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 Fe-Al 합금화층, 상기 제1 층 및 상기 제2 층 중 알루미늄의 함량은 상기 제1 층에서 가장 낮고, 상기 실리콘의 함량은 상기 제1 층에서 가장 클 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 제1 층의 평균두께는 50nm 내지 500nm이고, 상기 제2 층의 평균두께는 1um 내지 16um일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 Fe-Al 합금화층의 평균두께는 50nm 내지 500nm일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 확산층에 대한 상기 Fe-Al 합금화층의 면적분율은 2.0% 내지 15.5%일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 베이스 강판은, 탄소(C) 0.01wt% 내지 0.5wt%, 실리콘(Si) 0.01wt% 내지 1.0wt%, 망간(Mn) 0.5wt% 내지 3.0wt%, 인(P) 0 초과 0.05wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0 초과 0.1wt% 이하, 질소(N) 0 초과 0.001wt% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 베이스 강판은, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B) 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예는, 열간 프레스용 강판의 제조 방법으로, 냉간 또는 열간 압연된 상기 베이스 강판을 650℃ 내지 700℃의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 상기 베이스 강판의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계; 및 상기 용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판을 냉각시켜 상기 도금층을 형성하는 냉각 단계;를 포함하고, 상기 도금욕은, 실리콘 4wt% 내지 12wt%, 철 1.0wt% 내지 4.0wt% 및 잔부의 알루미늄을 포함하고, 상기 냉각단계는, 상기 베이스 강판을 제1 평균냉각속도로 550℃까지 냉각하는 제1 냉각단계와, 상기 베이스 강판을 제2 평균냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 냉각단계를 가지며, 상기 제1 평균냉각속도는 상기 제2 평균냉각속도 보다 큰 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 개시한다.
본 실시예에 있어서, 상기 제1 평균냉각속도는 20℃/s 이상일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 베이스강판은 상기 도금욕을 통과하여 상기 도금욕에 침지되며, 상기 도금욕을 통과하는 상기 베이스강판의 통과속도는 1mpm 내지 250mpm일 수 있다.
본 실시예에 있어서, 상기 냉각 단계 전에, 상기 베이스 기판 상에 공기 또는 가스를 분사하여 상기 용융도금층의 두께를 조절하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예들에 의하면, 도금층이 Fe-Al 금속간 화합물층을 포함함으로써, 열간 프레스 공정시 열간 프레스용 강판에 크랙이 발생하는 것을 더욱 효과적으로 방지하거나 최소화할 수 있다.
또한, Fe-Al 금속간 화합물층이 순차적으로 적층된 제1 층과 제1 층보다 큰 경도를 가지는 제2 층을 포함함으로써, 도금층의 부착력이 향상될 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 단면을 도시한 단면도이다.
도 2는 도 1의 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다.
본 발명은 다양한 변환을 가할 수 있고 여러 가지 실시예를 가질 수 있는 바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 상세한 설명에 상세하게 설명하고자 한다. 본 발명의 효과 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 다양한 형태로 구현될 수 있다.
이하의 실시예에서, 제1, 제2 등의 용어는 한정적인 의미가 아니라 하나의 구성 요소를 다른 구성 요소와 구별하는 목적으로 사용되었다.
이하의 실시예에서, 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하의 실시예에서, 포함하다 또는 가지다 등의 용어는 명세서상에 기재된 특징, 또는 구성요소가 존재함을 의미하는 것이고, 하나 이상의 다른 특징들 또는 구성요소가 부가될 가능성을 미리 배제하는 것은 아니다.
이하의 실시예에서, 막, 영역, 구성 요소 등의 부분이 다른 부분 위에 또는 상에 있다고 할 때, 다른 부분의 바로 위에 있는 경우뿐만 아니라, 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 있는 경우도 포함한다.
도면에서는 설명의 편의를 위하여 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다. 예컨대, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.
어떤 실시예가 달리 구현 가능한 경우에 특정한 공정 순서는 설명되는 순서와 다르게 수행될 수도 있다. 예를 들어, 연속하여 설명되는 두 공정이 실질적으로 동시에 수행될 수도 있고, 설명되는 순서와 반대의 순서로 진행될 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세히 설명하기로 하며, 도면을 참조하여 설명할 때 동일하거나 대응하는 구성 요소는 동일한 도면부호를 부여하기로 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 단면을 도시한 단면도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판(10)은 베이스 강판(100) 및 상기 베이스 강판(100)의 상에 위치한 도금층(200)을 포함할 수 있다.
베이스 강판(100)은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 강 슬라브에 대해 열연 공정 및 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 일 예로, 베이스 강판(100)은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 알루미늄(Al), 질소(N), 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 베이스 강판(100)은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B) 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판(100)의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 열간 프레스 공정 이후, 베이스 강판(100)의 인장강도를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.01wt% 미만인 경우, 베이스 강판(100)의 기계적 강도를 확보하기 어려우며, 반면에 탄소의 함량이 0.5wt%를 초과하면, 베이스 강판(100)의 인성 저하 또는 취성 제어 문제가 야기될 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판(100) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(100)의 연성을 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킬 수 있다. 또한, 실리콘(Si)은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화(펄라이트, 망간 편석대 제어) 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 이러한 실리콘은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 1.0wt% 포함될 수 있다. 실리콘이 0.01wt% 미만으로 포함되는 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반대로 실리콘의 함량이 1.0wt%를 초과하면, 열연, 냉연 부하가 증가하며 열연 붉은형 스케일이 과다해지고 베이스 강판(100)의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 망간은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.5wt% 내지 3.0wt% 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.5wt% 미만이면, 결정립 미세화 효과가 충분하지 못하여, 열간 프레스 후 성형품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 3.0wt%를 초과하면, 망간 편석 또는 펄라이트 밴드에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은, 베이스 강판(100)의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0 초과 0.05wt% 이하로 포함될 수 있다. 인이 0.05wt%를 초과하여 베이스 강판(100) 포함되면, 인화철 화합물이 형성되어 인성이 저하되고, 제조 공정 중 베이스 강판(100)에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0 초과 0.01 wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.01wt%를 초과하면 열간 가공성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
알루미늄(Al)은 베이스 강판(100) 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. 알루미늄은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0 초과 0.1 wt% 이하로 포함될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.1 wt%를 초과하면 제강 시 노즐 막힘의 원인이 되며, 주조시 알루미늄 산화물 등에 의해 열간 취성이 발생하여 베이스 강판(100)에 크랙이 발생하거나, 연성이 저하될 수 있다.
한편, 베이스 강판(100)에 질소(N)가 다량 포함되면 고용 질소량이 증가하여 베이스 강판(100)의 충격특성 및 연신율이 저하되고 이음부의 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 질소는 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.001 wt% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb)은 마르텐사이트(Martensite) 패캣 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 니오븀은 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0.005wt% 내지 0.1wt% 포함될 수 있다. 니오븀이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간 압연 공정에서 강재의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬라브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다.
티타늄(Ti)은 열간 프레스 열처리 후 석출물 형성에 의한 소입성 강화 및 재질 상향 목적으로 첨가될 수 있다. 또한, 고온에서 Ti(C,N) 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여한다. 티타늄은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.005wt% 내지 0.1wt% 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 강재의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 강재 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다.
크롬(Cr)은 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt% 포함될 수 있다. 크롬이 상기 범위로 포함시 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 향상시키며, 생산비 증가와 강재의 인성 저하를 방지할 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 열간압연 및 열간 프레스 중 석출물의 조대화 억제 및 소입성 증대를 통해 베이스 강판(100)의 강도 향상에 기여할 수 있다. 이와 같은 몰리브덴(Mo)은 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.008wt%로 포함될 수 있다.
보론(B)은 마르텐사이트 조직을 확보함으로써, 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 확보하는 목적으로 첨가되며, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다. 보론은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.001wt% 내지 0.008wt%로 포함될 수 있다. 보론이 상기 범위로 포함시 경질상 입계 취성 발생을 방지하며, 고인성과 굽힘성을 확보할 수 있다.
도금층(200)은 베이스 강판(100)의 적어도 일면에 10㎛ 내지 50㎛의 두께로 형성되며 알루미늄(Al)을 포함한다. 여기서 도금층(200)의 두께는 도금층(200) 전체 면적에 걸친 도금층(200)의 평균두께를 의미한다. 도금층(200)의 두께가 10㎛ 미만인 경우 내식성이 저하되며, 도금층(200)의 두께가 50㎛를 초과하면 열간 프레스용 강판(10)의 생산성이 저하되고, 열간 프레스 공정 중 롤러 또는 금형에 도금층(200)이 부착되어 베이스 강판(100)으로부터 도금층(200)이 박리될 수 있다.
도금층(200)은 베이스 강판(100) 상에 순차적으로 적층된 확산층(210)과 표면층(220)을 포함할 수 있다.
표면층(220)은 알루미늄(Al)을 80wt% 이상 포함하는 층으로, 베이스 강판(100)의 산화 등을 방지한다. 확산층(210)은 베이스 강판(100)의 Fe와 도금층(200)의 Al이 상호 확산되어 형성되며 알루미늄-철(Al-Fe) 및 알루미늄-철-실리콘(Al-Fe-Si) 화합물을 포함할 수 있다. 확산층(210)은 철(Fe) 20wt% 내지 60wt%, 알루미늄(Al) 30wt% 내지 80wt% 및 실리콘(Si) 0.1wt% 내지 40wt%를 포함할 수 있다.
이와 같은 확산층(210)은 표면층(220)에 비해 높은 융점을 가지므로 열간 프레스 공정 시 표면층(220)이 용융되어 Al이 베이스 강판(100)의 조직 내로 침투하게 되는 액체 금속 취화 현상(Liquid Metal Embrittlement)이 발생하는 것을 방지할 수 있다.
이를 위해, 도금층(200)의 단면적에 대한 확산층(210)의 단면적의 비율인 확산층(210)의 면적분율(확산층(210) 단면적/도금층(200) 단면적)은 10% 내지 35%일 수 있다. 여기서 도금층(200)의 단면적과 확산층(210)의 단면적은 동일한 임의의 위치에서의 단면적들을 의미한다. 이는 이하에서 다른 층에 대한 면적분율에도 동일하게 적용될 수 있다.
확산층(210)은, 베이스 강판(100) 상에 순차적으로 위치하며 각각 실리콘을 포함하는 Fe-Al 합금화층(212) 및 Fe-Al 금속간 화합물층(214)을 포함할 수 있다.
Fe-Al 합금화층(212)은 Al 50wt% 내지 75wt%, Fe 10wt% 내지 50wt%, Si 0.1wt% 내지 15wt%를 포함하고, 4.0g/cm3 내지 4.8g/cm3의 밀도를 가질 수 있다. 일 예로, Fe-Al 합금화층(212)은 Al5Fe2을 포함하고, Fe-Al 금속간 화합물층(214)보다 큰 경도를 가질 수 있다.
이와 같은 Fe-Al 합금화층(212)은 액체 금속 취화 현상(Liquid Metal Embrittlement)을 방지하는 역할을 수행한다. 다만, Fe-Al 합금화층(212)은 경질상으로 이루어지며, 열간 프레스 공정 중에도 경도가 높게 유지되기 때문에 열간 프레스 공정시 크랙 발생을 유발하고 열간 프레스용 강판(10)의 성형성 저하를 야기할 수 있다. 따라서, 액체 금속 취화 현상(Liquid Metal Embrittlement)을 방지하고, 열간 프레스용 강판(10)의 성형성이 저하되는 것을 방지하기 위해, Fe-Al 합금화층(212)의 평균 두께는 50nm 내지 500nm, 바람직하게는 50nm 내지 300nm로 형성될 수 있다. 또한, 확산층(210)에 대한 Fe-Al 합금화층(212)의 면적분율은 2.0% 내지 15.5%일 수 있다.
Fe-Al 금속간 화합물층(214)은 Al 35wt% 내지 85wt%, Fe 25wt% 내지 45wt%, Si 8wt% 내지 30wt%를 포함하고, 2.9g/cm3 내지 5.6g/cm3의 밀도를 가질 수 있다. Fe-Al 금속간 화합물층(214)은 Fe-Al 합금화층(212)에 비해 낮은 경도를 가지며, 열간 프레스용 강판(10)의 열간 프레스 공정시에 압착력에 대한 완충 작용을 함으로써, 도금층(200)에 크랙이 발생하는 것을 방지할 수 있다.
보다 구체적으로, 열간 프레스를 위한 가열시 도금층(200)과 베이스 강판(100) 간에 추가적인 상호확산이 일어나는데, 이때 Fe-Al 합금화층(212)은 상대적으로 높은 경도를 유지하지만, Fe-Al 금속간 화합물층(214)은 타우상 또는/및 AlFe을 형성하며 경도가 낮아질 수 있다. 따라서, 확산층(210)이 열간 프레스 공정시 압착력에 대한 완충 작용을 할 수 있는 Fe-Al 금속간 화합물층(214)을 포함함으로써 내크랙성이 향상될 수 있다.
이와 같은, Fe-Al 금속간 화합물층(214)은, 확산층(210)에 대한 면적분율이 84.5% 내지 98.0%일 수 있다. 확산층(210)의 단면적에 대한 Fe-Al 금속간 화합물층(214)의 단면적이 84.5% 이상으로 형성되면, 열간 프레스 공정 중 도금층(200)에 크랙을 유발하는 외력을 Fe-Al 금속간 화합물층(214)이 효과적으로 흡수할 수 있다. 그러나, 확산층(210)에 대한 Fe-Al 금속간 화합물층(214)의 면적분율이 98.0%를 초과하면, 상대적으로 Fe-Al 합금화층(212)의 평균두께가 감소하게 되어 액체 금속 취화 현상(Liquid Metal Embrittlement)을 방지하기 어려울 수 있고, 후술하는 Al을 용융시키기 위한 도금욕의 온도 범위에서 면적분율이 98.0%를 초과하는 Fe-Al 금속간 화합물층(214)을 확보하는 것은 극히 곤란하다.
또한, Fe-Al 금속간 화합물층(210)은 순차적으로 적층된 제1 층(215) 및 제2 층(217)을 포함할 수 있다. 제1 층(215)과 제2 층(217)은 각각 Si을 포함하는 Fe-Al 금속간 화합물로 형성되되, 제1 층(215)의 제1 경도가 제2 층(217)의 제2 경도보다 작게 형성될 수 있다. 즉, Fe-Al 합금화층(212), 제2 층(217) 및 제1 층(215)의 순으로 높은 경도 값을 가질 수 있다. 따라서, 열간 프레스 공정 중에 각 층의 상 변화가 발생하거나 각 층의 위치가 변경되더라도 크랙 발생 내지 성형성 저하를 유발하는 외력을 흡수할 수 있는 층 구조를 갖도록 할 수 있다.
Fe-Al 금속간 화합물층(214)은 Si의 고용도가 낮은 Fe-Al 합금화층(212) 상에 형성되므로, 제1 층(215)은 도금층(200)의 표면을 향해 Si 함량이 점차 증가할 수 있고, 제2 층은 제1 층(215)에 비해 상대적으로 Al 함량이 높고 Si 함량이 낮을 수 있다.
예를 들어, 제1 층(215)은 Al 35wt% 내지 51wt%, Fe 25wt% 내지 45wt%, Si 15wt% 내지 30wt%를 포함하고, 4.6g/cm3 내지 5.6g/cm3의 밀도를 가질 수 있다. 제2 층(217)은 Al 55wt% 내지 85wt%, Fe 10wt% 내지 30wt%, Si 8wt% 내지 25wt%를 포함하고, 2.9g/cm3 내지 3.9g/cm3의 밀도를 가질 수 있다. 또한, Fe-Al 합금화층(212), 제2 층(217) 및 제1 층(215)의 순으로 높은 Al 함량(wt%) 값을 갖고, 제1 층(215), 제2층(217) 및 Fe-Al 합금화층(212)의 순으로 높은 Si 함량(wt%) 값을 가질 수 있다. 따라서, 열간 프레스 공정 중에 각 층의 상 변화가 발생하거나 각 층의 위치가 변경되더라도 크랙 발생 내지 성형성 저하를 유발하는 외력을 흡수할 수 있는 층 구조를 갖도록 할 수 있다.
즉, Fe-Al 합금화층(212), 제1 층(215) 및 제2 층(217) 중 Al의 함량은 제1 층(215)에서 가장 낮고, Si의 함량은 제1 층(215)에서 가장 크게 포함되며, 이로 인해 제1 층(215)의 경도가 가장 낮게 형성될 수 있다.
제1 층(215)은 열간 프레스 공정 중 도금층(200)에 크랙을 유발하는 외력을 흡수하여 도금층(200)에 크랙이 발생하는 것을 방지하는 역할을 수행할 수 있다. 또한, 열간 프레스 공정 중 제1 층(215)에 비해 상대적으로 높은 경도를 가지는 제2 층(217) 또는 Fe-Al 합금화층(212)에 크랙이 발생하더라도 연질의 제1 층(215)이 완충작용을 할 뿐만 아니라, 열간 프레스 공정 중 형성되는 계면에서 크랙 전파가 차단되어 제2 층(217) 또는 Fe-Al 합금화층(212)에서 발생한 크랙이 베이스 강판(100) 또는 도금층(200)으로 전달되는 것을 효과적으로 차단할 수 있다. 따라서, Fe-Al 금속간 화합물층(214)이 제1 층(215)과 제2 층(217)의 적층 구조를 가지면, 열간 프레스 공정시 열간 프레스용 강판(10)에 크랙이 발생하는 것을 더욱 효과적으로 방지하거나 최소화할 수 있다.
제2 층(217)은 열간 프레스 공정 중 외력을 흡수하는 역할과 함께 도금층(200)의 부착력을 향상시킬 수 있다. 제2 층(217)은 제1 층(215)에 비해 Al의 함량이 높고, Si의 함량이 적으므로, Fe-Al 합금화층(212) 및 제1 층(215)에 비해 표면층(220)과 더 유사한 조성을 가지게 되는바, 제2 층(217)은 도금층(200)의 밀착력을 향상시킬 수 있다.
한편, 제1 층(215)의 평균두께가 50nm 보다 작으면, 열간 프레스 공정 중 도금층(200)에 크랙을 유발하는 외력을 흡수하는 효과가 급감하며, 반면에 제1 층(215)의 평균두께가 500nm 보다 커지면, Al과 Fe의 확산속도의 차이로 인한 Kirkendall void가 발생하고, 이로 인한 용접성 등의 성능이 감소할 수 있다.따라서, 제1 층(215)의 평균두께는 50nm 내지 500nm, 바람직하게는 50nm 내지 300nm로 형성될 수 있다.
또한, 제2 층(217)의 평균두께가 1um보다 작으면, 열간 프레스 공정 중 Fe의 확산으로 인해 취성이 높은 Fe2Al5층이 형성되어 도금층(200)에 크랙이 발생하거나 도금층(200)의 박리가 발생 할 수 있다. 반면에, 제2 층(217)의 평균두께가 16um보다 크면, 열간 프레스 공정 후 도금층(200) 내에 잔류하는 응력이 증가하여 도금층(200)에 크랙이 발생하거나 도금층(200)의 박리가 발생할 수 있다. 따라서, 제2 층(217)의 평균두께는 1um 내지 16um로 형성될 수 있다.
이와 같이, Fe-Al 금속간 화합물층(214)이 제1 층(215)과 제2 층(217)의 적층 구조를 가지면, 도금층(200)에 크랙이 발생하는 것을 더욱 효과적으로 방지할 수 있을 뿐만 아니라, 표면층(220)이 접합력이 향상되어 도금층(200)의 안정성이 우수할 수 있다.
도 2는 도 1의 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다. 이하에서는 도 1 및 도 2를 함께 참조하여 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 제조 방법은 강 슬라브의 열간압연 단계(S310), 냉각/권취 단계(S320), 냉간압연 단계(S330), 소둔 열처리 단계(S340), 및 용융도금 단계(S350)를 포함할 수 있다.
먼저, 도금강판을 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브를 준비한다. 상기 강 슬라브는 탄소(C) 0.01wt% 내지 0.5wt%, 실리콘(Si) 0.01wt% 내지 1.0wt%, 망간(Mn) 0.5wt% 내지 3.0wt%, 인(P) 0 초과 0.05wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0 초과 0.1wt% 이하, 질소(N) 0 초과 0.001wt% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 강 슬라브는 니오븀(Nb) 0.005wt% 내지 0.1wt%, 티타늄(Ti) 0.005wt% 내지 0.1wt%, 크롬(Cr) 0.01wt% 내지 0.5wt%, 몰리브덴(Mo) 0.001wt% 내지 0.008wt% 및 보론(B) 0.001wt% 내지 0.008wt% 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
열간 압연을 위해 상기 강 슬라브의 재가열 단계가 진행된다. 상기 강 슬라브 재가열 단계에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 강 슬라브를 소정의 온도로 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다. 일 실시예에서, 슬라브 재가열 온도(slab reheating temperature, SRT)는 1200℃ 내지 1400℃일 수 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃보다 낮은 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵고, 티타늄(Ti)의 고용 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1400℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간 압연 단계(S310)에서는 재가열된 강 슬라브를 소정의 마무리 압연 온도에서 열간 압연한다. 일 실시 예에서, 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT)는 880℃ 내지 950℃일 수 있다. 이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 880℃보다 낮으면, 이상영역 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 마무리 압연 온도(FDT)가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화된다. 또한, TiC 석출물이 조대화되어 최종 부품 성능이 저하될 위험이 있다.
냉각/권취 단계(S320)에서는 열간 압연된 강판을 소정의 권취 온도(Coiling Temperature: CT)까지 냉각하여 권취한다. 일 실시 예에 있어서, 상기 권취 온도는 550℃ 내지 800℃일 수 있다. 상기 권취 온도는 탄소(C)의 재분배에 영향을 미치며, 권취 온도가 550℃미만일 경우에는 과냉으로 인한 저온상 분율이 높아져 강도 증가 및 냉간압연 시 압연부하가 심화될 우려가 있으며, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 800℃를 초과할 경우에는 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
냉간 압연 단계(S330)에서는 권취된 강판을 언코일링(uncoiling)하여 산세 처리한 후, 냉간 압연한다. 이때, 산세는 권취된 강판, 즉 상기의 열연과정을 통하여 제조된 열연 코일의 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시하게 된다.
소둔 열처리 단계(S340)는 상기 냉연 강판을 700℃ 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 구체예에서 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
용융도금 단계(S350)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 일 실시 예에 있어서, 용융도금 단계(S350)에서, 상기 소둔 열처리된 강판, 즉, 베이스 강판(100) 상에 Al-Si 도금층(200)을 형성할 수 있다.
구체적으로, 용융도금단계(S350)는 베이스 강판(100)을 650℃ 내지 700℃의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 베이스 강판(100)의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계와 상기 용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판(100)을 냉각시켜 도금층(200)을 형성하는 냉각 단계를 포함할 수 있다.
도금욕은 Si 4wt% 내지 12wt%, Fe 1.0wt% 내지 4.0wt% 및 잔부의 Al을 포함할 수 있다. 특히, 도금욕에 포함된 Si은 도금층(200)의 형성시 Fe-Al 합금화층(212)의 성장을 억제할 수 있다. 따라서, Si의 함량이 4wt%보다 작으면, Fe-Al 합금화층(212)이 지나치게 두껍게 형성되어 열간 프레스용 강판(10)의 성형성이 저하되고, 열간 프레스용 강판(10)에 크랙이 쉽게 발생될 수 있다. 반면에, Si의 함량이 12wt%보다 크면, Fe-Al 금속간 화합물층(214) 특히, 제2 층(217)의 성장이 우세해질 수 있다. 따라서, 도금욕 내의 Si의 함량을 조절함으로써 확산층(210)에 대한 Fe-Al 합금화층(212)의 면적분율을 2.0% 내지 15.5%로 제한할 수 있고, 이로 인해 Fe-Al 금속간 화합물층(214)이 확산층(210)에 대한 84.5% 내지 98.0%의 면적분율로 형성되어 열간 프레스 공정 중 도금층(200)에 크랙이 발생하는 것을 효과적으로 방지 내지는 최소화할 수 있다.
이 밖에 도금욕은 첨가 원소로서 Mn, Cr,Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi 등이 포함될 수 있다.
용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판(100)을 냉각시키는 냉각 단계는, 베이스 강판(100)을 도금욕의 온도에서 550℃까지 제1 평균냉각속도로 냉각하는 제1 냉각단계와, 상기 베이스 강판(100)을 550℃에서 상온까지 제2 평균냉각속도로 냉각하는 제2 냉각단계를 거칠 수 있는데, 이때 제1 평균냉각속도는 제2 평균냉각속도 보다 클 수 있다. 예를 들어, 제1 평균냉각속도는 20℃/s 이상이며, 도금욕의 온도에서 상온까지 냉각하는 전체 평균냉각속도는 1℃/s 내지 50℃/s일 수 있다.
또한, 베이스 강판(100) 상에 용융도금층을 형성하기 위해, 베이스 강판(100)은 도금욕을 통과할 수 있는데, 이때 도금욕을 통과하는 베이스강판(100)의 통과속도는 1mpm 내지 250mpm일 수 있다.
이처럼, 베이스 강판(100)이 도금욕을 1mpm 내지 250mpm의 속도로 통과한 후, 제1 냉각단계와 제2 냉각단계를 수행함으로써, Fe-Al 금속간 화합물층(214)이 순차적으로 적층된 제1 층(215) 및 제2 층(217)을 포함하도록 형성될 수 있다.
형성되는 도금층(200)은 Al-Si 도금층일 수 있으며, 베이스 강판(100)의 양면 기준 40g/m2 내지 200g/m2으로 도금됨으로써 형성되거나, 10㎛ 내지 50㎛의 두께를 가지고 형성될 수 있다. 이를 위해, 용융도금층이 형성된 베이스 기판(100)을 냉각하기 전에, 공기 또는 가스를 베이스 기판(100) 상에 분사하여 용융 도금층을 와이핑함으로써, 용융도금층의 두께를 조절할 수 있다.
이하에서는, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 그러나, 하기의 실시예는 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 범위가 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다. 하기의 실시예는 본 발명의 범위 내에서 당업자에 의해 적절히 수정, 변경될 수 있다.
< 열간 프레스용 강판 제조>
하기 성분의 강 슬라브를 열간압연, 냉각/권취, 냉간압연 및 소둔 열처리하여 베이스 강판(판 두께 1.2mm)을 형성한 후, 베이스 강판의 표면에 용융도금을 실시하여 도금층을 형성함으로써 열간 프레스용 강판을 제조하였다.
성분(wt%)
C Si Mn P S Al N Ti B
0.23 0.24 1.18 0.015 0.004 0.03 0.0005 0.03 0.002
용융 Al도금은, 무산화로-환원로 타입의 라인을 사용하고 도금 후 가스 와이핑으로 용융도금층의 부착량을 편면 50g/m2 내지 90g/m2까지 조절한 다음, 냉각하여 수행하였다. 이때, 도금욕은 600℃ 내지 700℃의 온도범위에서, Si 7wt%, Fe 2.5wt% 및 잔부의 Al의 성분을 포함하도록 설정하였다. 또한, 베이스 강판은 100mpm 내지 200mpm의 속도로 도금욕을 강판을 통과시킨 다음, 상온까지 평균 냉각 속도 25℃/s 로 냉각하여 열간 프레스용 강판을 제조하였다.
< 열간 프레스 공정 후 코팅층의 크랙 검사>
용융 도금층의 와이핑, 도금욕 온도 내지 베이스 강판의 도금욕의 통과속도(침지시간)를 조절하여, 아래 표 2에서와 같이, 도금층 평균두께, 도금층 대비 확산층의 면적분율, 확산층 대비 Fe-Al 합금화층 면적분율 및 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율이 상이한 시편을 제조한 후, 이를 Ac3 이상의 온도까지 가열한 다음 프레스로 외력을 가함과 동시에 급냉을 하여 도금층에 발생한 크랙의 개수를 측정하였다. 구체적으로 시편에서 샘플을 채취하여 도금층 대비 확산층의 면적분율, 확산층 대비 Fe-Al 합금화층 면적분율 및 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율을 측정한 후, 시편을 3℃/s 이상의 평균승온속도로 Ac3 이상의 온도까지 가열한 다음, 프레스로 외력을 가함과 동시에 300℃ 이하까지 평균속도 30℃/s 이상으로 급냉을 한 후 시편 중 임의의 3개 지점에서 단위길이당(mm) 도금층에 발생한 크랙 개수를 측정하였다.
구분 도금층
두께 평균		 도금층 대비 확산층의
면적분율		 확산층 대비 Fe-Al 합금화층 면적분율 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층
면적분율		 크랙 개수
실시예1 17㎛ 10.2% 5.9% 94.1% 21
실시예2 18㎛ 10.5% 8.8% 91.2% 26
실시예3 18㎛ 35.0% 2.4% 97.6% 23
실시예4 31㎛ 34.8% 2.1% 97.9% 29
실시예5 18㎛ 34.3% 12.1% 87.9% 24
실시예6 30㎛ 10.5% 15.5% 84.5% 23
실시예7 39㎛ 25.6% 10.8% 89.2% 22
비교예1 19㎛ 10.1% 23.3% 76.7% 65
비교예2 16㎛ 10.1% 35.8% 64.2% 79
비교예3 18㎛ 10.3% 50.2% 49.8% 81
비교예4 18㎛ 10.1% 63.1% 36.9% 86
비교예5 18㎛ 10.5% 82.7% 17.3% 87
비교예6 19㎛ 10.6% 98.2% 1.8% 98
상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율이 84.5% 내지 98.0% 범위 내로 형성된 실시예 1 내지 실시예 7의 경우가, 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율이 84.5% 보다 작게 형성된 비교예 1 내지 비교예 6에 비해 도금층에 발생한 크랙의 개수가 월등히 적은 것을 알 수 있다. 이는 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율이 84.5% 이상으로 형성되어 열간 프레스 공정 중 도금층에 크랙을 유발하는 외력을 효과적으로 흡수하기 때문이며, 그 결과 도금층에 크랙이 발생하는 것을 방지 내지는 최소화할 수 있다. 한편, 앞서 설명한 바와 같이, Fe-Al 금속간 화합물층의 면적분율이 98.0%를 초과하면, 상대적으로 Fe-Al 합금화층의 평균두께가 감소하게 되어 액체 금속 취화 현상(Liquid Metal Embrittlement)을 방지하기 어려울 수 있고, 상기와 같은 도금욕의 온도 범위에서 면적분율이 98.0%를 초과하는 Fe-Al 금속간 화합물층을 확보하는 것은 극히 곤란하다.
하기 표 3은 표 2에서 실시예 1 내지 7 외에, 이와 동일한 조건으로 도금욕을 통과한 베이스 강판을 550℃까지는 평균냉각속도 15℃/s로 냉각하고, 550℃에서 상온까지는 평균냉각속도 30℃/s로 냉각하여 열간 프레스용 강판을 제조한 다음, 상기 표 2와 동일한 조건으로 시편을 제조한 후, 이를 Ac3 이상의 온도까지 가열한 다음 프레스로 외력을 가함과 동시에 급냉을 하여 도금층에 발생한 크랙의 개수를 측정한 결과이다.
구분 도금층
두께 평균		 도금층 대비 확산층의
면적분율		 확산층 대비 Fe-Al 합금화층 면적분율 확산층 대비 Fe-Al 금속간 화합물층 면적분율 Fe-Al 금속간 화합물층 구조 크랙 개수
실시예1 17㎛ 10.2% 5.9% 94.1% 1 층 21
실시예2 18㎛ 10.5% 8.8% 91.2% 1 층 26
실시예3 18㎛ 35.0% 2.4% 97.6% 1 층 23
실시예4 31㎛ 34.8% 2.1% 97.9% 1 층 29
실시예5 18㎛ 34.3% 12.1% 87.9% 1 층 24
실시예6 30㎛ 10.5% 15.5% 84.5% 1 층 23
실시예7 39㎛ 25.6% 10.8% 89.2% 1 층 22
실시예8 18㎛ 10.1% 2.1% 97.9% 2 층 8
실시예9 19㎛ 10.3% 10.8% 89.2% 2 층 7
실시예10 17㎛ 10.2% 15.5% 84.5% 2 층 8
실시예11 16㎛ 24.9% 2.0% 98.0% 2 층 6
실시예12 18㎛ 34.8% 15.4% 84.6% 2 층 9
실시예13 30㎛ 10.2% 2.2% 97.8% 2 층 7
실시예14 31㎛ 10.0% 15.1% 84.9% 2 층 10
실시예15 30㎛ 34.7% 15.3% 84.7% 2 층 9
실시예16 38㎛ 10.1% 2.4% 97.6% 2 층 7
실시예17 40㎛ 34.5% 15.4% 84.6% 2 층 11
상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 도금욕의 온도에서 상온까지 평균 냉각속도 25℃/s 로 냉각한 실시예 1 내지 실시예 7은 Fe-Al 금속간 화합물층 구조가 1층으로 형성됨에 반해, 베이스 강판을 550℃까지는 평균냉각속도 15℃/s로 냉각하고, 550℃에서 상온까지는 평균냉각속도 30℃/s로 냉각한 실시예 8 내지 실시예 17의 경우는 Fe-Al 금속간 화합물층 구조가 제1 층과 제2 층이 적층된 2층 구조를 가짐을 알 수 있고, Fe-Al 금속간 화합물층이 2층 구조를 가질 때, 도금층에 발생하는 크랙의 개수가 더욱 감소하는 것을 알 수 있다.
이는 앞서 설명한 바와 같이, 제1 층과 제2 층이 크랙을 유발하는 외력을 흡수하는 완충작용을 할 뿐만 아니라, 경질의 Fe-Al 합금화층에 크랙이 발생하더라도 열간 프레스 공정 중 형성되는 계면에서 크랙 전파가 Fe-Al 합금화층에서 발생한 크랙이 도금층으로 전달되는 것이 차단되기 때문이다. 뿐만 아니라, Fe-Al 금속간 화합물층이 2층 구조를 가짐으로써, 도금층이 우수한 접합력을 가지고 형성될 수 있다.
이와 같이 본 발명은 도면에 도시된 일 실시예를 참고로 하여 설명하였으나 이는 예시적인 것에 불과하며 당해 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 실시예의 변형이 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (13)

  1. 베이스 강판; 및
    상기 베이스 강판 상에 위치하며 순차적으로 적층된 확산층과 표면층을 구비한 도금층;을 포함하고,
    상기 확산층은, 상기 베이스 강판 상에 순차적으로 위치하며 각각 실리콘을 포함하는 Fe-Al 합금화층 및 Fe-Al 금속간 화합물층을 포함하고,
    상기 확산층에 대한 상기 Fe-Al 금속간 화합물층의 면적분율은 84.5% 내지 98.0%인 열간 프레스용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Al 금속간 화합물층은 순차적으로 적층된 제1 층 및 제2 층을 포함하고,
    상기 Fe-Al 합금화층의 경도는 상기 제1 층의 제1 경도 및 상기 제2 층의 제2 경도보다 크고, 상기 제2 경도가 상기 제1 경도보다 큰 열간 프레스용 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 도금층에 대한 상기 확산층의 면적분율은 10% 내지 35%인 열간 프레스용 강판.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 Fe-Al 합금화층, 상기 제1 층 및 상기 제2 층 중 알루미늄의 함량은 상기 제1 층에서 가장 낮고, 상기 실리콘의 함량은 상기 제1 층에서 가장 큰 열간 프레스용 강판.
  5. 제2항에 있어서,
    상기 제1 층의 평균두께는 50nm 내지 500nm이고, 상기 제2 층의 평균두께는 1um 내지 16um인 열간 프레스용 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Al 합금화층의 평균두께는 50nm 내지 500nm인 열간 프레스용 강판.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 확산층에 대한 상기 Fe-Al 합금화층의 면적분율은 2.0% 내지 15.5%인 열간 프레스용 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 베이스 강판은, 탄소(C) 0.01wt% 내지 0.5wt%, 실리콘(Si) 0.01wt% 내지 1.0wt%, 망간(Mn) 0.5wt% 내지 3.0wt%, 인(P) 0 초과 0.05wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0 초과 0.1wt% 이하, 질소(N) 0 초과 0.001wt% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열간 프레스용 강판.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 베이스 강판은, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B) 중 하나 이상의 성분을 더 포함하는 열간 프레스용 강판.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항의 열간 프레스용 강판의 제조 방법으로,
    냉간 또는 열간 압연된 상기 베이스 강판을 650℃ 내지 700℃의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 상기 베이스 강판의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계; 및
    상기 용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판을 냉각시켜 상기 도금층을 형성하는 냉각 단계;를 포함하고,
    상기 도금욕은, 실리콘 4wt% 내지 12wt%, 철 1.0wt% 내지 4.0wt% 및 잔부의 알루미늄을 포함하고,
    상기 냉각단계는, 상기 베이스 강판을 제1 평균냉각속도로 550℃까지 냉각하는 제1 냉각단계와, 상기 베이스 강판을 제2 평균냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 냉각단계를 가지며,
    상기 제1 평균냉각속도는 상기 제2 평균냉각속도 보다 큰 열간 프레스용 강판의 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 제1 평균냉각속도는 20℃/s 이상인 열간 프레스용 강판의 제조 방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 베이스강판은 상기 도금욕을 통과하여 상기 도금욕에 침지되며,
    상기 도금욕을 통과하는 상기 베이스강판의 통과속도는 1mpm 내지 250mpm인 열간 프레스용 강판의 제조 방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 냉각 단계 전에, 상기 베이스 기판 상에 공기 또는 가스를 분사하여 상기 용융도금층의 두께를 조절하는 단계를 더 포함하는 열간 프레스용 강판의 제조 방법.
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