KR20220062962A - 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법 - Google Patents

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김성우
한상빈
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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Abstract

중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및 상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고, 하기 관계식 1-1 및 1-2를 충족하는, 열간성형용 도금 강판, 이로부터 제조되는 열간성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1-1]
Figure pat00025

[관계식 1-2]
Figure pat00026

[상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]

Description

내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법{PLATED STEEL SHEETS FOR HOT PRESS FORMING HAVING EXCELLENT HYDROGEN BRITTLENESS RESISTANCE AND IMPACT RESISTANCE, HOT PRESS FORMED PARTS, AND MANUFACTURING METHODS THEREOF}
본 발명은 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
열간성형 부재는 최근 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있다. 특히, 초고강도 또는 에너지 흡수능이 크게 요구되는 범퍼, 도어, 필러 보강재 등에 활용될 수 있으며, 이러한 열간 성형 기술로는 대표적으로 미국 등록공보 6296805호(이하, 특허문헌 1)이 있다.
특허문헌 1은 Al-Si계 도금강판을 850℃ 이상 가열 후, 프레스에 의한 열간성형 및 급냉에 의해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도가 높은 초고강도를 확보할 수 있다. 이러한 열간성형용 초고강도강을 적용할 경우 고온에서 성형하기 때문에 복잡한 형상도 쉽게 성형이 가능하며, 금형내 급냉에 의한 강도 상승을 통해 경량화 효과를 기대할 수 있다. 다만, 마르텐사이트 조직은 수소 취성에 낮은 저항성을 가지는 것으로 알려져 있고, 특히 열간성형 부재는 가열 후 급냉에 따른 잔류 응력이 존재한다. 따라서, 강 중의 확산성 수소량이 증가시 수소 취성에 따른 지연 파괴가 우려되므로 부재 적용이 제한되는 단점을 가지고 있다.
또한, 공정 파라미터의 변화가 시트 내에서의 전체적 혹은 국부적인 기계적 특성 변화를 초래할 수 있다. 따라서, 양호한 기계적 특성과 균질성을 가지는 도금강판 및 열간성형 부재의 제조를 위한 제조 파라미터 변화에 민감성이 적은 강 조성이 요구되고, 수소 취성에 따른 지연 파괴 방지가 필요한 실정이나, 아직까지 이러한 수요를 모두 충족할 수 있는 기술은 개발되지 않았다.
미국 등록공보 제6296805호
본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금 강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판;
상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및
상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고,
하기 관계식 1-1 및 1-2를 충족하는, 열간성형용 도금 강판을 제공한다.
[관계식 1-1]
Figure pat00001
[관계식 1-2]
Figure pat00002
[상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃로 재가열하는 단계;
가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
권취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L*s이 되도록 산세 처리하는 단계;
산세 처리된 강판을 소둔로 내 -75~+20℃의 이슬점 온도 조건에서 700~900℃로 소둔하는 단계; 및
소둔 후, 상기 강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 통과시켜서 도금하는 단계;
를 포함하는, 열간성형용 도금 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판;
상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및
상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고,
하기 관계식 2-1 및 2-2를 충족하는, 열간성형 부재를 제공한다.
[관계식 2-1]
Figure pat00003
[관계식 2-2]
Figure pat00004
[상기 관계식 2-1 및 2-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 또한, 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
본 발명의 또 다른 일 측면은,
전술한 열간성형용 도금 강판의 제조방법에 의한 제조된 열간성형용 도금 강판을 Ac3~950℃의 온도범위에서 1~1000초간 열처리한 후 열간 프레스 성형하는, 열간성형 부재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 소지강판과 도금층의 사이에 Sb 농화층이 보존된 도금강판을 제조함으로써, 강 중의 확산성 수소량을 저감시켜 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금 강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 소지강판과 도금층의 계면에서의 Sb 농화층 구배 농도 그래프를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 2는 3점 굽힘시험 시 하중-변위 곡선과 내충돌성을 나타내기 위한 CIE를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 3은 본원 실시예 및 비교예에 대한 글로 방전 분광법(GDS; Glow Discharge Optical Emission Spectrometry)에 따라 측정된 도금층으로부터 소지강판 측 두께 방향으로 Sb 함량에 대한 농도 구배 그래프를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 예시적인 열간성형 부재에 대한 (Sbmax-Sbcoat)/2×△t 파라미터에 따른 확산성 수소량의 변화 그래프이다.
도 5는 본 발명의 열간성형 부재에 대한 (Sbmax-Sbcoat)/2×△t 파라미터에 따른 CIE 분포 그래프이다.
도 6은 본원 실시예 14의 열간성형 부재에 대한 Mn 편석대와(도 6a), Mn 편석대 내 Sb 농화량(도 6b)의 확인을 위한 EPMA 성분 맵핑 결과를 나타낸 것이다.
도 7은 본 발명의 예시적인 GDS에 의한 Sb 농도 구배 그래프를 모식적으로 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
결정립계에 있는 확산성 수소는 응력 발생시 결정립계 크랙 발생을 촉진하는 원인이 되므로, 핫스템핑 후 강 중의 확산성 수소량을 감소시킬 수 있는 방안이 필요하다.
이에, 본 발명자들은, 열간성형용 강재에서 내수소취성 효과를 잘 나타내는 지표인 강 중 확산성수소량 분석과, 내충돌성을 나타낼 수 있는 지표 중 하나인 3점 굽힘시험(VDA238-100)시 최대하중에 도달할 때까지의 면적(CIE: Crack initiation Energy) 계산으로 Sb 첨가를 포함한 다양한 성분, 제조조건, 조직 등의 영향을 분석하였다. 이를 통해, Sb 농화층 형성에 따라 확산성 수소량을 감소시킬 수 있음을 발견하였고, 내수소취성과 더불어 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금 강판, 열간성형 부재, 및 이들의 제조방법을 고안하게 되었다.
이하에서는 먼저 본 발명의 일 측면에 따른 열간성형용 도금강판 및 열간성형 부재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 도금 강판은, 중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및 상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함한다.
먼저, 본 발명의 소지강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량으로 나타낼 때 특별히 달리 정하지 않는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다.
탄소(C): 0.14~0.5%
상기 C는 열처리 부재의 강도를 상향시키고 경화능을 향상시키는 원소로써 강도 조절을 위해 필수적인 원소로 적정하게 첨가되어야 한다. C 함량이 0.14% 미만이면, 경화능이 낮아 냉각속도 감소 시 충분한 마르텐사이트를 확보하지 못하고, 페라이트 생성으로 내충돌성이 열위해지므로, 0.14% 이상 첨가되어야 한다. 반면, C 함량이 0.5%를 초과하면, 강도가 과하게 상승되고 취성을 유발할 수 있고 용접성이 열위해지므로 그 상한은 0.5% 이하가 바람직하다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 C 함량의 하한은 0.147%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 C 함량의 상한은 0.335%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.001~1%
상기 Si는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 할 뿐만 아니라, 고용강화 원소이자 탄화물 생성 억제 원소이다. 따라서, Si는 내부 조직 균일화에 효과적인 원소일 뿐만 아니라, 열간성형 부재의 강도 상승에 기여하며, 재질 균일화에 효과적인 원소로써 첨가된다. 다만, Si 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, Si 함량 제어를 위한 제조 원가 및 공정비가 증가하게 되어 적절하지 않다. 반면, Si 함량이 1% 초과하게 되면 소둔 중 강판 표면에 생성되는 과도한 Si 산화물로 인하여 도금성이 크게 저하되기 때문에 1% 이하를 첨가한다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 Si 함량의 하한은 0.11%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 Si 함량의 상한은 0.81%일 수 있다.
망간(Mn): 0.3~4%
상기 Mn은 고용강화 효과로 인하여 원하는 강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 경화능 향상을 통하여 열간성형시 페라이트 형성을 억제하기 위하여 첨가될 필요가 있다. Mn 함량이 0.3% 미만에서는 충분한 경화능 효과를 얻기 힘들고 부족한 경화능 위해서 다른 고가의 합금원소가 과다하게 필요하여 제조원가가 크게 증가하는 문제가 발생한다. Mn 함량이 4%를 넘게 되면 미세조직상 압연방향으로 배열된 밴드(band)성 조직이 심화되어 내부조직의 불균일성을 유발하게 되고, 이에 따른 내충돌성을 열위시킬 수 있으므로 4% 이하를 첨가한다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 Mn 함량의 하한은 0.5%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 Mn 함량의 상한은 3.7%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.015%
상기 P는 강 중 불순물로 존재하며, 그 최소 함량이 0.001% 미만을 위해서는 많은 제조비용이 요구되므로 바람직하지 않다. 다만, P 함량이 0.015%를 초과하면 열간성형 부재의 용접성 및 고온 입계 편석에 따른 재질 물성이 열화되므로, 그 상한을 0.015%로 한다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 P 함량의 하한은 0.003%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 P 함량의 상한은 0.013%일 수 있다.
황(S): 0.0001~ 0.02%
상기 S는 불순물로서, 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이기 때문에 최대 함량을 0.02%로 한정한다. 또한 그 최소 함량이 0.0001% 미만에서는 제조비용을 크게 상승시키므로 바람직하지 않다. 혹은, 상기 S 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 S 함량의 상한은 0.007%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.001~0.1%
상기 Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다. Al 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 얻기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN 석출물에 따른 고온연성이 떨어져, 슬라브 크랙이 발생하여 제조상 문제를 유발할 수 있으므로 그 상한을 0.1%로 한다. 혹은, 보다 바람직하게는 상기 Al 함량의 하한은 0.011%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 Al 함량의 상한은 0.071%일 수 있다.
Cr: 0.001~1%
상기 Cr은 Mn과 같이 강의 경화능을 확보하여 열간성형 후 페라이트 생성을 억제하기 위한 원소로써 첨가된다. Cr 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 확보하기 어렵다. 반면, Cr 함량이 1% 초과하게 되면, 첨가량 대비 경화능 향상 효과가 미미할 뿐만 아니라, 조대한 철탄화물이 과다하게 형성되어 응력 작용시 크랙이 유발될 수 있어 재질을 열위하게 하므로, 그 상한을 1%로 한다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 Cr 함량의 하한은 0.011%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 Cr 함량의 상한은 0.50%일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.02%
상기 N은 강 중에 불순물로 포함된다. N 함량이 0.001% 미만을 위해서는 이를 위한 과다한 제조비용이 수반되고, 그 함량이 0.02% 초과하게 되면 첨가된 Al과 같이 AlN 형성에 따른 슬라브 크랙이 발생하기 쉬워지므로 그 상한을 0.02%로 한다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 N 함량의 하한은 0.0026%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 N 함량의 상한은 0.0077%일 수 있다.
Ti: 0.1% 이하 (0 포함)
상기 Ti는 본 발명에 있어서 선택적으로 첨가되는 원소로서, 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보를 위한 B가 화합물이 되지 않도록 보호해주는 역할을 할 수 있다. 또한, TiC 석출물 형성을 통하여 석출강화 및 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 오히려 조대한 TiN이 다량형성 되며 강의 재질을 열위하게 하므로 그 상한은 0.1%로 한다. 한편, 상기 Ti은 선택적 원소로서 첨가되지 않는 경우를 포함하므로, 상기 Ti 함량의 하한은 0%일 수 있다.
B: 0.01% 이하 (0 포함)
상기 B은 본 발명에 있어서 선택적으로 첨가되는 원소로서, 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 B가 첨가되면, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 불순물인 P 또는/및 S의 입계편석에 따른 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있다. 그러나 0.01%를 초과하게 되면, Fe23CB6 복합화합물의 형성으로 열간압연에서 취성을 야기시킬 수 있기 때문에 그 상한을 0.01%로 한다. 한편, 상기 B는 선택적 원소이므로 첨가되지 않는 경우를 포함하므로, 상기 B 함량의 하한은 0%일 수 있다.
Sb: 0.005~0.1%
Sb는 본 열간성형 부재를 제조하는데 핵심이 되는 원소이며, 소지강판과 도금층 계면에 Sb 농화층을 형성하여, 열처리 시 흡장되는 수소함량을 감소시키고 수소 지연 파괴 민감성을 감소시키는 역할을 한다. Sb 함량이 0.005% 미만이면, 도금층과 소지철 계면에 충분한 농화층이 형성되지 않아 전술한 효과를 기대하기 어렵다. 반면, Sb 함량이 0.1%를 초과하게 되면, 입계에 Sb가 과다하게 석출되어 응력 발생시 입계 파괴를 유발하여 재질이 열화되므로, 그 상한은 0.1%로 하는 것이 바람직하다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 Sb 함량의 하한은 0.006%일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 Sb 함량의 상한은 0.095%일 수 있다.
상술한 성분 이외의 잔부는 철(Fe)이고, 열간 프레스 성형용 강판에 포함될 수 있는 성분이라면, 특별히 추가적인 첨가를 제한하지 않는다. 또한, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도하지 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.
또한, 상기 도금층은 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층을 포함한다. 상기 도금층은 최종 열간성형 부재에서 내식성을 부여한다.
본 발명에서 상기 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 종래 열간성형용 도금 강판에 적용되는 도금층이라면 본 발명에도 제한없이 적용될 수 있다. 일례로서, 상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층일 수 있고, 바람직하게 상기 도금층은 Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금 강판은 소지강판과 도금층 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함할 수 있다. 이 때, 상기 Sb 농화층은 소지강판과 도금층 사이에 구비되고 Sb가 농화되어 Sb 함량으로 구분되는 영역이다.
이러한 Sb 농화층과 도금층은, 글로 방전 분광법(GDS)을 활용하여 도금층의 어느 한 지점으로부터 소지강판 측 두께 방향으로 Sb 함량 변화를 분석함으로써 구분 가능하다.
구체적으로, 도 7에 도시된 바와 같이, x축이 도금층(1) 내부의 임의의 위치로부터 소지강판(3) 측 두께 방향으로의 직선 거리를 나타내고, y축이 상기 GDS를 활용하여 측정된 Sb 함량을 나타낸 그래프를 기준으로 판단한다.
예를 들어, 전술한 GDS 측정 결과를 모식적으로 나타낸 도 7을 기준으로, 상기 도금층(1)과 소지강판(3) 사이(2)에 구비되는 x축 (+)방향으로의 Sb 함량 상승 구간(21) 중에서, 상기 도금층의 Sb 평균 함량선(10)과 상기 GDS를 활용하여 측정된 Sb 함량선(100)의 상기 x축 (+)방향으로의 마지막 접촉 지점(11)에서부터 (소지강판(3)측 두께 방향으로) Sb 농화층(2)으로 본다.
이 때, 상기 도금층(1)의 Sb 평균 함량선(10)은, Sb 농화층(2)에서 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax인 지점)으로부터 도금층(1)측으로 15㎛ 떨어진 지점에서 20㎛ 떨어진 지점까지의 구간에 대한 Sb 평균 함량선의 연장선을 의미할 수 있다.
마찬가지로, Sb 농화층(2)과 소지강판(3) 역시 전술한 방법과 마찬가지로, 상기 GDS를 활용하여 측정된 상기 소지강판(3)과 도금층(1) 사이(2)에 구비되는 x축 (-)방향으로의 Sb 함량 상승 구간(22) 중에서, 상기 소지강판의 Sb 평균 함량선(30)과 상기 GDS를 활용하여 측정된 Sb 함량선(100)의 x축 (-)방향으로의 마지막 접촉 지점(31)에서부터 (도금층(1) 측 두께 방향으로) Sb 농화층(2)으로 본다.
이 때, 상기 소지강판(3)의 Sb 평균 함량선(30)은, Sb 농화층(2)에서 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax인 지점)으로부터 소지강판(3)측으로 15㎛ 떨어진 지점에서 20㎛ 떨어진 지점까지의 구간에 대한 Sb 평균 함량선의 연장선을 의미할 수 있다.
본 발명자들은 예의 검토한 결과, 열간성형의 열처리 시, 흡장되는 확산성 수소량을 줄이는 것이 수소 지연 파괴로 인한 결함유발을 억제할 수 있다는 것을 알게 되었다. 구체적으로, 열간성형 시 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어지는 도금층을 갖는 블랭크를 가열하는 단계 중에, 열처리로 안에 존재하는 수증기가 블랭크 표면에서 흡착된다. 이어서, 물이 해리되면서 발생되는 수소는 고온에서 수소 용해도가 높은 오스테나이트 상을 가지는 동안 강 중에 흡장된다. 그런데, 열간성형에 의한 급격한 냉각이 발생하여 마르텐사이트 상으로 변화하면 수소의 용해도는 급격히 떨어지게 되고, 도금층이 합금화되면서 형성된 합금 도금층은 수소를 방출하기 힘들도록 막는 방해물 역할을 하게 된다. 따라서, 상당량의 확산성 수소 함량이 강 중에 남게 되고, 이에 따라 수소 지연 파괴로 인한 크랙 생성 가능성이 높아진다. 그러므로, 열처리 시 흡장되는 확산성 수소량을 줄이는 것이 결함 억제를 위해 중요한 요소이다.
더 나아가, 발명자들은 여러 검토를 행한 결과, 강 중 수소 함량이 감소함에 따라 내충돌성이 증가하는 경향을 나타내는 것을 확인하였다. 이는 열처리 시 강 중에 흡장된 확산성 수소, 특히 결정립계에 존재하는 확산성 수소는 굽힘 가공 시 응력을 받게 되어 결정립계 크랙을 유발 및 전파하기 용이하도록 작용한다. 따라서, 강 중의 확산성 수소 함량을 저감시킴으로써, 굽힘성, 내충돌성 등의 특성이 개선될 수 있다.
특히, 본 발명자들은 소지강판과 도금층의 사이에 적정한 농도 및 두께를 가지는 Sb 농화층이 형성되는 것이 이러한 효과를 달성 가능하게 하는 것을 발견하였다. 이는 Sb 농화층이 강 중에 흡장되는 확산성 수소량을 상대적으로 감소시키는 효과적인 방어막 역할을 수행하기 때문이다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 강 중의 수소 함량을 효과적으로 감소시켜 내수소취성을 개선함과 동시에, 우수한 내충돌성도 확보하기 위해서는, 상기 열간성형용 도금 강판은 하기 관계식 1-1 및 1-2를 충족하는 것이 바람직하다. 이 때, 상기 관계식 1-1 및 1-2는 경험적으로 얻어지는 값이므로 특별히 단위를 정하지 않을 수 있고, 이하에 정의한 각 변수의 단위를 만족하면 충분하다.
[관계식 1-1]
Figure pat00005
[관계식 1-2]
Figure pat00006
[상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
즉, 본 발명의 목적하는 효과를 발휘하기 위해서는, 소지강판과 도금층의 사이에 구비되는 Sb 농화층의 Sb 농도 및 두께가 일정 수준 이상으로 전술한 관계식 1-1 및 1-2를 모두 충족하도록 형성되어야 한다. 이 때, 상기 Sbcoat, Sbmax 및 △t는, 전술한 글로 방전 분광법(GDS)을 활용하여 도금층 내 어느 한 지점에서 소지강판의 두께 방향으로 Sb 함량 변화를 분석하였을 때, 얻어지는 데이터로부터 측정할 수 있다. 다시 말해, 상기 Sbcoat는 본원 도 7의 방법으로 측정되는 GDS 프로파일 그래프에 있어서, Sb 농화층(2)에서 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax인 지점)으로부터 도금층(1)측으로 15㎛ 떨어진 지점에서 20㎛ 떨어진 지점까지의 구간에 대한 Sb 평균 함량선의 연장선을 의미할 수 있다.
상기 관계식 1-1에 있어서, Sbmax/Sbcoat의 값이 1.2 미만이거나, 상기 관계식 1-2에 있어서, (Sbmax-Sbcoat)/2×△t의 값이 0.008 미만이면, Sb 농화층에서의 Sb 농도 내지 형성 두께가 충분하지 못하여 강 중에 흡장되는 확산성 수소량을 상대적으로 저감시키는 방어막으로서의 역할 수행을 기대하기 어렵다. 한편, 도 1에는 상기 관계식 1-2에 해당하는 면적을 빗금친 부분으로 나타내었고, 전술한 빗금친 부분의 면적은 Sbcoat를 측정한 지점과 Sbmax를 측정한 지점 사이의 거리를 나타내는 △t에 따른 Sb 농도 구배를 나타낸다.
혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 바람직하게 상기 관계식 1-1로부터 정의되는 Sbmax/Sbcoat 값의 하한은 1.20일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 관계식 1-1로부터 정의되는 Sbmax/Sbcoat 값의 상한은 5.11일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 바람직하게 상기 관계식 1-2로부터 정의되는 (Sbmax-Sbcoat)/2×△t 값의 하한은 0.0080일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 관계식 1-2로부터 정의되는 (Sbmax-Sbcoat)/2×△t 값의 상한은 0.1438일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 도금 강판에 있어서, 상기 Sb 농화층의 두께는 1㎛ 이상 20㎛ 범위일 수 있다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 도금 강판에 있어서, Sb 농화층의 두께는 3~15㎛ 범위일 수 있다.
도금 강판 중에, Sb 농화층의 두께가 1㎛ 미만이면 이후 열간 성형을 위한 열처리를 실시하더라도 충분한 Sb 농화층이 생성되지 못하여 내수소취성 및 내충돌특성의 개선이라는 목적하는 효과를 기대하기 어려울 수 있다. 또한, 상기 Sb 농화층의 두께가 15㎛ 초과이면 열간성형 후 Sb가 결정립계에 과석출되면서 응력 발생시 크랙 사이트(crack site)로 작용하여 내충돌성이 열위해질 수 있다.
한편, 본 발명자들은 추가적으로 도금 강판 및 부재의 물성을 보다 개선하기 위해 예의 검토한 결과, 도금 강판의 소지강판 내 존재하는 망간 편석대(band)에 Sb가 적정량 농화됨으로써 성능이 개선되는 것을 알게 되었다. 즉, 본 발명자들은 여러 조건을 검토한 결과, 편석대 내의 Sb 농화량이 일정 수준 이상 만족하거나, 혹은 이에 더하여 Mn 편석대의 두께가 일정 수준 이하를 충족할 때, 이러한 효과가 보다 향상되는 것을 확인하였다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금 강판에 있어서, 상기 소지강판은 Mn 편석대를 포함하고, 상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 영역은 면적분율로, 60% 이상일 수 있다(혹은, 보다 바람직하게는 70% 이상일 수 있다). 이를 충족함으로써, Mn 편석대에서 주로 발생하는 MnS 등의 개재물 생성을 저감시켜, 응력 발생 시 크랙 발생 및 전파 사이트(site)를 억제하는 역할을 하여, 우수한 내충돌성을 모두 확보할 수 있다. 또한, MnS가 과하게 생성되면 취성 파면이 과하게 발달되는 문제가 생길 수 있으므로, Sb 농화시 전술한 구성을 충족함으로써 MnS를 저감시킬 수 있고, 이로 인해 취성 파면이 줄어들어 굽힘성을 보다 개선시킬 수 있다.
이 때, 상기 Mn 편석대에서의 Sb 평균 함량의 상한은 특별히 한정하는 것은 아니나, 일례로 상기 Mn 편석대 이외의 소지강판의 영역에서의 Sb 평균 함량 대비 5배 이하일 수 있다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적 상한은 90%일 수 있다.
상기 Mn 편석대는 도 6a와 같이, Mn에 대한 EPMA 성분 맵핑 결과를 활용하여 구분 가능하다. 구체적으로, 도금강판을 1200℃ 이상의 온도에서 수시간 열처리 후 급냉하여 Mn 편석대를 제거하고 나서 측정한 EPMA에 의한 Mn 강도(intensity)의 평균값을 Mn0라고 한다. 이후, EPMA에서 측정된 포인트들 중, 특정 포인트를 중심으로 상하좌우로 면적이 0.4㎛2인 정사각형을 그렸을 때, 상기 정사각형 내에 위치한 포인트들 중에 Mn 강도가 Mn0 대비 1.015배 이상인 영역이 50% 이상이면 그 특정 포인트를 Mn 편석 포인트로 정의하고, 50% 미만이면 Mn 편석 포인트가 아닌 것으로 정의한다. 이러한 Mn 편석 포인트를 모아서, 최외곽에 위치하는 Mn 편석 포인트들을 직선으로 연결하여 그려지는 영역을 Mn 편석대로 한다.
또한, 상기 소지강판의 Sb 평균 함량(Sb1) 대비 상기 Mn 편석대의 Sb 평균 함량(Sb2)의 비율(Sb2/Sb1)은 EPMA를 이용한 Sb의 성분 맵핑 결과에 의한 강도(intensity)의 비율을 활용하여 측정 가능하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 Mn 편석대의 두께는 20㎛ 이하일 수 있고, 이를 충족함으로써 내충돌성 및 굽힘성을 보다 개선할 수 있다. 내충돌성 및 굽힘성은 Mn 편석대의 두께가 얇을수록 향상될 수 있으므로, Mn 편석대의 두께 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 다만, 일례로서 Mn 편석대의 두께 하한은 1㎛일 수 있다. 이 때, 상기 Mn 편석대의 두께는, 전술한 방법으로 정해지는 Mn 편석대 이미지로부터, 두께방향(강판의 압연방향과 수직인 방향)으로의 평균 두께를 측정한 값을 Mn 편석대의 두께로 정의할 수 있다.
한편, 전술한 구성을 갖는 열간성형용 도금 강판을 후술하는 열간 프레스 성형 방법에 의해 우수한 내수소취성 및 내충돌성을 갖는 열간성형 부재를 제조할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간성형 부재는 전술한 도금강판의 소지강판과 동일한 합금조성을 갖는 소지강판; 상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및 상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고, 상기 열간성형 부재는 하기 관계식 2-1 및 2-2를 충족한다. 이 때, 소지강판, 도금층 및 Sb 농화층에 대한 설명은 전술한 내용을 동일하게 적용할 수 있다. 이 때, 상기 관계식 2-1 및 2-2는 경험적으로 얻어지는 값이므로 특별히 단위를 정하지 않을 수 있고, 각 변수의 단위를 만족하면 충분하다.
[관계식 2-1]
Figure pat00007
[관계식 2-2]
Figure pat00008
[상기 관계식 2-1 및 2-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
본 발명에 있어서, 열간성형을 위해 도금강판을 가열하면 Sb 농화층의 Sb 농화 정도가 보다 심화된다. 따라서, 본 발명에 따른 열간성형 부재에 있어서는 상기 관계식 2-1 및 2-2를 충족함으로써, 강 중의 수소 함량을 효과적으로 감소시킴으로써 내수소취성 및 내충돌성을 개선할 수 있다. 이 때, 열간성형 부재에 있어서, 상기 도금층과 Sb 농화층의 경계 및 상기 소지강판과 Sb 농화층의 경계에 대한 구분 방법은 전술한 도금 강판에 있어서의 구분 방법을 동일하게 적용할 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 바람직하게 상기 관계식 2-1로부터 정의되는 Sbmax/Sbcoat 값의 하한은 1.57일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 관계식 2-1로부터 정의되는 Sbmax/Sbcoat 값의 상한은 7.39일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 바람직하게 상기 관계식 2-2로부터 정의되는 (Sbmax-Sbcoat)/2Х△t 값의 하한은 0.0148일 수 있고, 보다 바람직하게 상기 관계식 2-2로부터 정의되는 (Sbmax-Sbcoat)/2Х△t 값의 상한은 0.1940일 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 바람직하게는 하기 관계식 2-3을 충족할 수 있고, 이를 통해 내수소취성 및 내충돌성을 보다 개선할 수 있다.
[관계식 2-3]
Figure pat00009
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간성형 부재에 있어서, 상기 소지강판의 미세조직은 페라이트 5% 이하, 및 잔부 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 추가적으로, 1% 이하의 상부 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 시멘타이트 및 펄라이트 등의 기타 상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 소지강판은 면적분율로, 페라이트를 5% 이하 포함할 수 있고, 이는 열간 성형에 있어서, 강 성분조절에 따른 경화능 확보 및 충분한 냉각속도를 확보함으로써 페라이트 분율을 5% 이하로 관리할 수 있다. 한편, 열간성형 부재에 있어서, 상기 소지강판의 페라이트 분율이 5%를 초과하면, 강도의 저하가 발생할 뿐만 아니라 상대적으로, 연질인 페라이트에 국부적인 응력이 집중되어 크랙 전파를 촉진시켜서 내충돌성을 크게 열화시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간성형 부재에 있어서, 상기 Sb 농화층의 두께는 2~30㎛일 수 있다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 열간 성형 부재에 있어서, Sb 농화층의 두께는 3~25㎛ 범위일 수 있다.
상기 열간성형 부재 중에 Sb 농화층의 두께가 2㎛ 미만이면 열간 성형 중 강 내로 침투하는 수소를 효과적으로 억제하지 못하여 내수소취성 및 내충돌특성 개선이라는 목적하는 효과를 충분히 발휘하지 못할 수 있다. 또한, 상기 열간성형 부재 중에 Sb 농화층의 두께가 30㎛ 초과이면 Sb가 농화층을 구성할 뿐만 아니라, 소지철의 표층부 입계에 과석출될 수 있고, 이로 인해 굽힘 시 크랙 발생 및 전파를 촉진시켜서 내충돌특성이 저하될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간성형 부재의 확산성 수소량은 0.2ppm 이하일 수 있고, 이를 통해 우수한 내수소취성을 확보할 수 있다. 이러한 0.2ppm 이하의 확산성 수소량은 120시간 동안 재료의 동일한 항복 응력 하에서 굴곡으로 시편이 응력을 받더라도, 부품의 균열을 발생시키지 않기 때문이다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간성형 부재에 있어서, 상기 소지강판은 Mn 편석대를 포함하고, 상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 영역은 면적분율로, 60% 이상일 수 있다(혹은, 보다 바람직하게는 70% 이상일 수 있다). 이를 충족함으로써, Mn 편석대에서 주로 발생하는 MnS 등의 개재물 생성을 저감시켜, 응력 발생 시 크랙 발생 및 전파 사이트(site)를 억제하는 역할을 하여, 우수한 내충돌성을 모두 확보할 수 있다. 또한, MnS가 과하게 생성되면 취성 파면이 과하게 발달되는 문제가 생길 수 있으므로, Sb 농화시 전술한 구성을 충족함으로써 MnS를 저감시킬 수 있고, 이로 인해 취성 파면이 줄어들어 굽힘성을 보다 개선시킬 수 있다.
이 때, 상기 Mn 편석대에서의 Sb 평균 함량의 상한은 특별히 한정하는 것은 아니나, 일례로 상기 Mn 편석대 이외의 소지강판의 영역에서의 Sb 평균 함량 대비 5배 이하일 수 있다. 또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적 상한은 95%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간성형 부재에 있어서, 상기 Mn 편석대의 두께는 15㎛ 이하일 수 있고, 이를 충족함으로써 내충돌성 및 굽힘성을 보다 개선할 수 있다. 내충돌성 및 굽힘성은 Mn 편석대의 두께가 얇을수록 향상될 수 있으므로, Mn 편석대의 두께 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다. 다만, 일례로서 Mn 편석대의 두께 하한은 1.5㎛일 수 있다.
이 때, 열간성형 부재에 있어서, Mn 편석대의 정의, 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 Mn 편석대 중의 Sb 평균 함량의 비율, 및 Mn 편석대의 두께 측정은, 전술한 도금 강판에서의 측정방법 및 측정기준을 동일하게 적용할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 또 다른 일 측면인 열간성형용 도금 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간성형용 도금 강판은, 중량%로, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1300℃로 재가열하는 단계; 가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계; 권취된 열연강판을 산 농도 및 산세시간의 곱이 800~10,000g/L*s이 되도록 산세 처리하는 단계; 산세 처리된 열연강판을 소둔로 내 -75~-20℃의 이슬점 온도 조건에서 700~860℃로 소둔하는 단계; 및 소둔 후, 상기 열연강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 통과시켜서 도금하는 단계;를 포함할 수 있다.
슬라브 재가열 단계
먼저 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1300℃로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1050℃ 미만이면, 슬라브 조직이 충분히 균질화되지 않으므로, 석출원소를 활용할 경우 재고용시키기 어렵다. 반면, 재가열 온도가 1300℃ 초과이면, 과다한 산화층이 형성되어 산화층 제거를 위한 제조비용 증가를 초래하고 마무리압연 후 표면 결함이 발생할 가능성이 높아진다.
마무리 압연 단계
마무리 압연을 800~950℃에서 실시해야 한다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만에서는 이상역 압연이 진행되어, 강판 표층부에페라이트가 도입되며 판형상 제어가 어렵다. 반면, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 열연 결정립 조대화가 발생할 수 있다.
권취 단계
마무리 압연 종료 후, 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취한 후 냉각하여 열연 코일을 제조한다. 권취 온도가 500℃ 미만이면, 강판의 전체 혹은 부분적으로 마르텐사이트가 형성되어 코일의 형상 제어가 어려울 뿐만 아니라 열연강판의 과다한 강도 상승으로 이후 냉간 압연성이 떨어지는 문제가 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하면, 조대한 탄화물이 과다 형성되고, 열간성형 부재의 응력 발생시 크랙 발생이 촉진되므로, 내충돌성이 떨어지는 문제가 있다.
산세 처리하는 단계
권취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L*s이 되도록 산세 처리한다. 전술한 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 거친 강판에는 Sb 농화층이 형성되는 데, 산세 처리 공정에서 산의 농도 및 산세시간의 곱이 800~10,000g/L*s 범위 내에서 적용될 때, 본 발명의 핵심인 Sb 농화층이 효과적으로 보호되어, 강 중 확산성 수소량 저감 효과를 발휘할 수 있다.
구체적으로, 산의 농도 및 산세 시간의 곱이 800g/L*s 미만일 경우, 마무리 압연 중 발생된 스케일이 충분히 제거되지 않아, 제품의 품질 문제를 유발할 수 있다. 반면, 산의 농도 및 산세 시간의 곱이 10,000g/L*s 초과일 경우, Sb 농화층의 전체 혹은 일부가 산세 중에 유실되어 기대하는 효과를 발휘할 수 없을뿐만 아니라, 제조 비용의 상승을 야기할 수 있으므로 그 상한을 10,000g/L*s로 한다. 다만, 산세 탱크가 1개 이상이고, 그에 따른 산의 농도 및 산세 시간이 상이할 경우, 탱크별 산의 농도와 산세 시간의 곱을 각각 더함으로써 위의 값을 표현할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 처리하는 단계에서 사용될 수 있는 산으로는 당해 기술분야에서 통상적으로 사용될 수 있는 것을 적용할 수 있다. 대표적으로는 염산(HCl), 황산(H2SO4) 등이 있고, 특히 본 발명에서는 염산(HCl)을 사용하는 것이 다른 산을 사용하는 경우에 비하여, 산세능이 우수하고 공정비가 경제적이며, 산세 후 표면 이물 발생 가능성이 적어 표면 품질 확보가 용이하다
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산의 농도는 40~500g/L 범위일 수 있다. 산의 농도가 40g/L 미만이면, 한정된 산세시간 동안 열간 압연 중 발생한 표층 스케일이 충분히 제거되지 않아, 강판의 표층부에서 결함이 발생할 수 있다. 반면, 산의 농도가 500g/L 초과이면, Sb 농화층 유실로 인하여 최종 열간 성형 부재에서 발명의 목적하는 효과를 발휘하기 어려울 수 있고, 과산세에 따른 표층부 결함이 유발될 수 있다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 시간은 5~60초(s)일 수 있다. 상기 산세 시간이 5초 미만이면, 강판의 표층 스케일이 충분히 제거되지 않아 표층부에서의 결함을 유발할 수 있고, 상기 산세 시간이 60초 초과이면, Sb 농화층이 유실됨으로 인해 생산성을 저하시켜 공정비를 증가시킬 수 있다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 온도는 40~120℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 50~100℃일 수 있다. 상기 산세 온도가 40℃ 미면이면 산세력이 충분하지 못하여 제품의 품질에 악영향을 미칠 수 있다. 반면, 상기 산세 온도가 120℃ 초과이면 높은 온도로 유지하기 위해 고정 비용이 증가할 뿐만 아니라, 높은 온도로 인한 산세액의 기화량이 증가하여 유실된 산세액의 보충을 위한 비용 증가의 문제가 있을 수 있다.
소둔하는 단계
전술한 산세 처리된 열연강판을 소둔로 내 -75~+20℃의 이슬점 온도 조건에서 700~900℃로 소둔할 수 있다. 소둔 온도가 700℃ 미만의 경우에는 냉간압연 된 조직의 재결정이 충분히 완료되지 않으므로 판형상이 불량할 수 있고 도금 후 강도가 지나치게 높기 때문에 블랭킹 공정 중 금형 마모를 유발 할 수 있다. 반면, 소둔 온도가 900℃를 초과하면, 소둔 공정 중 표면 산화물 형성이 촉진되어 Al-Si 도금표면에 결함을 유발한다. 혹은, 블랭킹 공정 중 금형 마모 및 도금 표면 결함의 억제라는 측면에서 보다 바람직하게는 750~860℃, 가장 바람직하게는 800~860℃로 소둔할 수 있다.
또한, 소둔 시 분위기는 비산화성 분위기로 하는 것이 바람직하고, 수소-질소 혼합가스 등을 사용할 수 있다. 이때, 전술한 분위기 가스의 이슬점온도(Dew point)는 -75℃이상 +20℃이하에서 실시한다. 이슬점 온도가 -75℃ 미만이면, 이슬점 제어를 위한 부가적인 설비가 필요하므로 제조비용이 상승하는 문제가 있다. 반면, 이슬점 온도가 +20℃를 초과하면, 소둔 중 강판 표면에 소둔 산화물이 형성되어 미도금 등의 표면 품질 불량을 야기할 수 있다.
도금 단계
소둔 공정 이후, 바로 Al-Si 도금을 실시한다. 구체적으로, 소둔 이후 상기 열연강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 강판을 통과시켜 도금 강판을 제조할 수 있다. 이 때, 도금 조건은 열간 프레스 성형용 강판에 통상적으로 적용되는 도금 조건이면 본 발명에 제한 없이 적용될 수 있으나, 일례로서 상기 도금욕의 조성은 Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이 때, 특별히 한정되는 것은 아니나, 도금 단계에서 도금량은 통상적으로 제조되는 편면 기준 20~140g/m2을 하는 것이 바람직하다. 편면 기준 20g/m2 미만에서는 원하는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어렵고, 140g/m2 초과에서는 과도한 도금 부착량에 따른 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량을 균일하게 코일 전폭 및 길이 방향으로 도금하기 용이하지 않다.
냉간 압연 단계
본 발명의 일 측면에 따른 열간성형용 도금 강판의 제조방법은, 전술한 산세 처리하는 단계 이후에, 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
연속 주조 단계
본 발명에 따른 열간성형용 도금 강판의 제조방법은, 슬라브 가열 단계 전에, 경압하하여 연속 주조하는 단계를 더 포함할 수 있으나, 이를 특별히 한정하는 것은 아니다. 본 발명은 연속 주조 시 경압하를 적용하여 슬라브를 제조함으로써, 편석을 저감하여 내충돌성을 개선할 수 있다. 슬라브 편석이 과하게 발생되면, 최종 열간성형 부재까지 편석대가 두껍게 농화되어 형성되고, 이러한 편석대와 Mn 편석대 이외의 소지강판 영역 사이에서 발생하는 경도 차이 및 편석대 내의 개재물 형성으로 인하여 내충돌성이 저감될 수 있기 ??문이다.
이에 따라, 본 슬라브를 생산하기 위해서는 연속 주조 시 슬라브의 최종 응고 위치 이전에 경압하를 실시해야 하고, 연속 주조에 의한 경압하 시 총 압하율은 0.5~5%로 제어하는 것이 바람직하다. 연속 주조 시 총 압하율을 0.5% 미만으로 하면, 압하가 거의 이루어지지 않아 중심 편석이 충분히 제거되지 않아, 열간성형 부재 내에서의 내충돌성이 열위해질 수 있다. 반면, 연속 주조 시 총 압하율이 5%를 초과하면, 압하롤 설비의 무리가 발생할 수 있어, 설비 고장 및 노후화를 촉진시킬 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 열간성형용 도금 강판에 대해 열간 프레스 성형하여 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형 부재를 제조할 수 있다. 구체적으로, 전술한 방법으로 제조된 도금 강판을 이용하여 열간성형 및 다이 ??칭을 통하여 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 최종 부재를 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 전술한 강 조성 및 제조 방법에 따라 제조된 도금 강판을 이용하여 열간 성형을 위한 블랭크를 제조한다. 상기 블랭크로 오스테나이트 단상역 온도 이상, 보다 상세하게는 Ac3 온도 이상 및 975℃ 이하의 온도범위 안에서 가열한다. 이 때, 가열 온도가 Ac3 온도 미만이면 이상역 구간에 따른 미변태된 페라이트의 존재로 인하여 강도 및 내충돌성을 확보하기 어렵다. 반면, 가열 온도가 975℃를 초과하면 부재 표면에 과다한 산화물이 생성되어 점용접성의 확보가 어렵고 높은 온도 유지를 위한 제조 비용이 상승한다.
이후 가열된 블랭크는 상기 온도 범위에서 1~1000초간 유지하는 것이 바람직하다. 상기 유지 시간 1초 미만이면, 블랭크 온도 전체에서의 균일한 온도 분포가 힘들어 위치별 재질 편차를 유발할 수 있다. 반면, 상기 유지 시간 1000초를 초과하면, 가열온도 초과시와 같이 부재 표면의 과다 산화물 생성에 따른 점용접성 확보가 어려운 뿐만 아니라, 부재의 제조 비용 증가를 유발한다.
이렇게 가열된 블랭크를 프레스로 이송하고 -20℃/s 이상의 냉각속도로 열간성형 및 다이??칭을 진행하여 최종 부재를 제조한다. 이 때, -20℃/s 미만의 냉각 속도에서는 냉각 중 페라이트 상이 도입되어 결정립계에 생성되고 강도 및 내충돌성을 열화시킬 수 있다. 상기 기술된 블랭크의 이송, 열간성형 및 냉각단계에 대해서는 특별하게 한정하지 않고, 통상적으로 활용되는 열간성형 공법을 그대로 적용할 수 있다.
이렇게 제조된 열간성형 부재는 소지강판과 도금층 사이에 Sb가 농화된 Sb 농화층이 형성되고, 이에 따라 강 중 확산성 수소량 감소에 따른 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간 성형 부재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실험예 1)
본 발명을 위하여 사용된 강의 조성은 아래 표 1에 나타내었고(잔부 Fe 및 기타 불순물에 해당), 각각의 조성을 가지는 슬라브를 두께 40mm로 진공 용해를 통하여 제조하였다. 이러한 슬라브를 1200℃에서 1시간 온도 유지 후, 900℃의 열간 압연 종료 온도로 열간 압연하였고, 600℃의 코일링 온도로 권취하였다. 이후, 산세공정 시 HCl 농도 및 산세시간의 곱은 다양한 조건을 적용하여 산세하고 냉간압연 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔을 행하고, Al-9% Si-2% Fe 및 잔부는 미량의 불순물로 이루어진 도금욕에 침지하여 도금을 수행하였다. 본 실시예에서는, 다양한 온도에서의 열간성형을 진행하고 가열시간은 6분, 금형까지의 이송시간은 10초를 적용한 뒤, 다이 ??칭을 적용하였다.
위와 같이 제조된 시편에서 페라이트 관찰을 위한 조직 분석을 진행하였고, 표면 근처의 Sb 농화층을 확인하기 위하여 GDS850A(모델명, LECO사제), DC 및 FR 장비를 사용하여, 글로 방전 분광법(GDS, Glow Discharge Optical Emission Spectrometry)으로 도 3과 같이 소지철, 도금층 계면에 있는 Sb 농화층을 검출하였다. 이 결과를 바탕으로 도 1에서 나타난 바와 같이 파라미터 Sbmax, Sbcoat, △t를 측정하였고, 이를 이용하여 하기 표에 기술된 농화층 파라미터 P1 값을 계산하였고, 그에 따른 확산성 수소량 확인을 위하여 TDA(Thermal Desorption Analysis) 장비(Bruker G8; 모델명)를 활용하여 측정하였다. 이때, 400℃까지 20℃/분으로 승온하고, 확산성 수소 피크(peak)가 충분히 나오도록 시간을 유지하여 확산 수소 커브(Curve)를 측정하였고, 강 중, 총 확산성 수소량은 이러한 커브를 적분하여 구하였다.
또한, 내충돌성 확인을 위하여, 열간성형 열처리 후 1주일이 지난 뒤 굽힘성을 평가하였고, 도 2와 같은 3점 굽힘시험에서 얻어진 하중-변위 곡선으로부터 최대하중에 도달할 때까지의 면적(CIE: Crack initiation Energy) 지표를 이용하여 평가하였다. 우수한 내충돌성 판단 여부를 위해 측정된 CIE값이 35,000N·m 이상일 경우를 '양호', 35,000N·m 미만인 경우를 '불량'으로 나타내었다. 그 결과를 표 2, 3에 나타내었다. 이 때, 산세 공정은 200g/L인 HCl 농도 및 20초의 산세 시간으로 수행하여, HCl 농도 및 산세시간의 곱이 본 발명의 범위 내인 4,000g/L·s로 일괄 적용하였다.
[표 1]
Figure pat00010
[표 2]
Figure pat00011
[표 3]
Figure pat00012
Ac3 = 902-255×C+19×Si-11×Mn-5×Cr [℃]
상기 표 1~3에서 볼 수 있듯이, 비교예 1~5의 경우, 강 중 Sb 함량이 본 발명의 범위에 미달되어, Sbmax/Sbcoat비율 및 P1값이 본 발명의 범위를 충족하지 못하였고, 이에 따라 강 중 확산성 수소의 침투를 효과적으로 억제하지 못함으로써 내충돌성이 불량하였다.
반면, 실시예 1~8의 경우, 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2의 값이 본 발명의 범위를 충족함으로써, 강 중 확산성 수소량이 감소하였고, 동시에 내충돌성 지표인 CIE값이 증가하여 내충돌성이 우수함을 확인하였다.
한편, 페라이트 조직이 본 발명의 범위를 벗어난 일부 결과를 제외하면 도 4에서 표기된 바와 같이, P1값이 증가할수록 확산성 수소량이 점진적으로 감소하는 것을 알 수 있으며, Sb 농화층이 강 중 확산성 수소량을 줄이는데 효과적인 방어막 역할을 하는 것으로 이해할 수 있다. 이러한 효과로 인하여 도 5에 나타난 것처럼, Sb 농화층이 발현되면 CIE값이 크게 증가하면서 우수한 내충돌성 또한 동시에 확보할 수 있다는 것을 알 수 있다.
(실험예 2)
산세 농도 및 산세 시간을 하기 표 4와 같이 변경하고, 열간성형 온도를 표 4의 조건으로 적용한 것 외에는, 전술한 실험예 1과 동일한 방법으로 시편을 제조하였다. 이 때, 산세 온도는 80℃로 일괄 적용하였다.
하기 표 4의 각 실시예 및 비교예에 대하여, 전술한 실험예 1과 동일한 방법으로 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2의 값을 측정하여 하기 표 5에 나타내었다. 또한, 각 실시예 및 비교예에 대한 도금강판(혹은, 열간성형 부재)에 대하여, 도금층 표면의 어느 10개 지점에 대하여, 소지강판의 두께방향으로 Sb 함량 번화를 GDS로 분석하여 얻어지는 데이터를 기초로, 명세서에서 설명한 방법을 동일하게 적용하여 Sb 농화층의 두께를 측정하였다(즉, 모식도인 도 7의 도금층의 Sb 평균 함량선과 GDS에 의한 Sb 함량선의 x축 (+)방향으로의 마지막 접촉 지점(11)에서부터, 소지강판의 Sb 평균 함량선과 GDS에 의한 Sb 함량선의 x축 (-)방향으로의 마지막 접촉 지점(31)까지의 두께방향으로의 직선 거리를 측정하였다). 상기 10개 지점에 대한 Sb 농화층의 평균 두께를 측정하여 이를 하기 표 5에 나타내었다.
각 실시예 및 비교예의 평가를 위해, 내충돌성을 전술한 실험예 1과 동일한 방법으로 평가하였고, 추가적으로 표면 특성(즉, 표면 결함 여부)을 평가하기 위하여 산세 후 열간 스케일(scale)이 남아있는 지를 평가하였다. 산세 후 열간 스케일이 남아있는 지를 확인하기 위해, 산세 후 각 강종들에 대해 테이프를 이용하여 시편 표면에 붙였다가 떼어내고, 여기에 묻어나온 산화물에 대하여 하얀 종이에 붙인 다음, 색차분석에 따른 백색도를 측정하였다. 이 때, 상기 백색도가 95% 이상인 경우를 '양호', 95% 미만인 경우를 '불량'으로 표시하였다.
[표 4]
Figure pat00013
[표 5]
Figure pat00014
[표 6]
Figure pat00015
상기 표 4~6에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 Sb 함량을 충족하지 못하고, 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800g/L*s 미만인 비교예 6은, 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2를 충족하지 못할 뿐만 아니라, 열간 스케일이 완전히 제거되지 않아 후공정 시 표면결함을 일으킬 가능성이 높음을 확인하였다.
또한, 산 농도 및 산세 시간의 곱이 10,000g/L*s를 초과하는 비교예 7 및 8은, 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2를 모두 충족하지 못하였고, 이로 인해 강 중 확산성 수소량이 높아 내수소취성이 열위하였고, 동시에 내충돌성 지표인 CIE값 역시 낮아 내충돌특성 역시 열위하였다.
반면, 본원 실시예 9~12는 본 발명의 강 조성과, 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L*s 범위여서, 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2가 본 발명의 범위를 충족하였다. 이로 인해, 표현 특성이 우수할 뿐만 아니라, 강 중 확산성 수소량이 감소하여 내수소취성이 우수하였다. 또한, 동시에 내충돌성 지표인 CIE값이 증가하여 내충돌특성이 우수하였다.
(실험예 3)
슬라브의 재가열 하기 전에, 하기 표 7에 기재된 총 압하량으로 경압하여 슬라브를 제조하고, 하기 표 7의 조건을 적용한 것 외에는, 실험예 1과 동일한 방법으로 시편을 제조하였다. 이러한 시편에 대하여 각 특성을 상기 실험예 1과 동일한 벙법으로 평가하였고, 추가적으로 도금 강판 및 열간성형 부재에 대한 강판 내 Mn 편석대의 두께 및 Mn 편석대 내의 Sb 함량을 측정하여 하기 표 7에 나타내었다.
특히, Mn 편석대의 두께와 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적은 명세서에서 전술한 방법을 적용하여 EPMA(Electron Probe X-ray Micro Analyzer)방법을 활용하여 측정하였고, 이러한 각 Mn 및 Sb에 대한 성분 맵핑(Element mapping) 결과를 도 6a 및 6b에 나타내었다.
이 때, 표면특성, 확산성 수소량 및 내충돌성은 전술한 방법과 동일하게 측정하였다.
또한, 추가적으로 굽힘성을 평가하기 위해, 하기 표 7의 각 실시예 및 비교예로부터 제조되는 부재에 대하여 굽힘 시험을 수행하였다. 구체적으로, 표면에서 100㎛ 아래까지 SEM으로 측정하여 파면의 비율을 관찰하면 연성 파면(Ductile fracture)과 취성 파면(Cleavage fracture)이 생성된다. 이 때, 총 측정면적 대비 연성 파면의 면적 비율이 70% 이상을 만족하면 '○'로 표시하고, 그 미만이면 'Х'로 표시하였다.
[표 7]
Figure pat00016
[표 8]
Figure pat00017
[표 9]
Figure pat00018
Ma*: 도금 강판에 있어서, Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적
Mb*: 열간성형 부재에 있어서, Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적
[표 10]
Figure pat00019
상기 표 7~10에서 볼 수 있듯이, 비교예 9는 첨가된 Sb 함량이 본 발명의 범위 미만이고, 또한 Mn 편석대 내에 Sb가 충분히 농화되지 않아, 내충돌성의 불량이 발생하였다.
비교예 10의 경우, 연속 주조 시 총 압하율이 5%를 초과하여, 연주 압하기에 장애가 발생함에 따라 연주가 불가하였고, 이에 따른 실험적 평가가 불가하였다.
반면, 실시예 13~16은 본원의 관계식 1-1, 1-2, 2-1 및 2-2의 범위를 충족함으로써, 표면 특성이 우수하였고, 확산성 수소량이 적어 내수소취성이 우수하였다.
특히, 전술한 실시예들 중, 도금 강판에 있어서, Mn 편석대의 두께가 20㎛ 이하(혹은, 열간성형 부재에 있어서, Mn 편석대의 두께가 15㎛ 이하)를 충족하거나, 도금강판과 열간성형 부재에 있어서, 소지강판의 Sb 평균 함량 대비 Mn 편석대의 Sb 평균 함량의 비율이 60% 이상을 충족하는 실시예 14~16의 경우, 전술한 조건 중 하나 이상을 충족하지 못하는 실시예 13과 전술한 조건을 모두 충족하지 못하는 비교예 9에 비해, 굽힘성이 보다 개선되는 것을 확인하였다.
전술한 실험예들로부터, 본 발명에 의하면, 강 중 적은 양의 Sb 첨가에도 확산성수소량 저감에 따른 수소 지연 파괴에 대한 저항성뿐만 아니라 우수한 내충돌성을 동시에 가지는 열간성형 제품들이 제조될 수 있으며, 이러한 부품은 구조 재료 혹은 강화용 부품으로서 자동차 제조분야를 포함한 다양한 분야에 적용 및 활용될 수 있을 것이다.
1: 도금층
2: Sb 농화층
21: Sb 농화층에 있어서, x축 (+)방향으로의 Sb 함량 상승 구간
22: Sb 농화층에 있어서, x축 (-)방향으로의 Sb 함량 상승 구간
3: 소지강판
10: 도금층의 Sb 평균 함량선
11: 도금층의 Sb 평균 함량선과, GDS에 의한 Sb 함량선의 x축 (+)방향으로의 마지막 접촉 지점
30: 소지강판의 Sb 평균 함량선
31: 소지강판의 Sb 평균 함량선과, GDS에 의한 Sb 함량선의 x축 (-)방향으로의 마지막 접촉 지점
100: GDS에 의한 Sb 함량선
200: Sb 농화층에 있어서, Sb 함량이 최대값인 지점

Claims (17)

  1. 중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판;
    상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및
    상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고,
    하기 관계식 1-1 및 1-2를 충족하는, 열간성형용 도금 강판.
    [관계식 1-1]
    Figure pat00020

    [관계식 1-2]
    Figure pat00021

    [상기 관계식 1-1 및 1-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Sb 농화층의 두께는 1㎛ 이상 20㎛ 이하인, 열간성형용 도금 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 소지강판은 Mn 편석대를 포함하고,
    상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적이 60% 이상인, 열간성형용 도금 강판.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 Mn 편석대의 두께는 20㎛ 이하인, 열간성형용 도금 강판.
  5. 중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃로 재가열하는 단계;
    가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
    권취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L*s이 되도록 산세 처리하는 단계;
    산세 처리된 강판을 소둔로 내 -75~+20℃의 이슬점 온도 조건에서 700~900℃로 소둔하는 단계; 및
    소둔 후, 상기 강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 통과시켜서 도금하는 단계;
    를 포함하는, 열간성형용 도금 강판의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 산의 농도는 40~500g/L인, 열간성형용 도금 강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 산세 시간은 5~60초인, 열간성형용 도금 강판의 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 산세 온도는 40~120℃인, 열간성형용 도금 강판의 제조방법.
  9. 청구항 5에 있어서,
    상기 재가열하는 단계 전에, 0.5~5%의 압하율로 경압하하여 연속 주조하는 단계를 더 포함하는, 열간성형용 도금 강판의 제조방법.
  10. 중량%로, C: 0.14~0.5%, Si: 0.001~1%, Mn: 0.3~4%, P: 0.001~0.015%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.1%, Cr: 0.001~1%, N: 0.001~0.02%, Ti: 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, Sb: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판;
    상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층; 및
    상기 소지강판 및 상기 도금층의 사이에 구비된 Sb 농화층을 포함하고,
    하기 관계식 2-1 및 2-2를 충족하는, 열간성형 부재.
    [관계식 2-1]
    Figure pat00022

    [관계식 2-2]
    Figure pat00023

    [상기 관계식 2-1 및 2-2에 있어서, 상기 Sbcoat는 상기 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Sbmax는 상기 Sb 농화층에서 Sb 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이다. 또한, 상기 △t는 상기 도금층과 Sb 농화층 사이의 경계로부터 상기 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내고, 단위는 ㎛이다.]
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 소지강판은 면적분율로, 페라이트를 5% 이하 포함하는, 열간성형 부재.
  12. 청구항 10에 있어서,
    상기 Sb 농화층의 두께는 2~30㎛인, 열간성형 부재.
  13. 청구항 10에 있어서,
    하기 관계식 2-3을 충족하는, 열간성형 부재.
    [관계식 2-3]
    Figure pat00024

  14. 청구항 10에 있어서,
    확산성 수소량은 0.2 ppm 이하인, 열간성형 부재.
  15. 청구항 10에 있어서,
    상기 소지강판은 Mn 편석대를 포함하고,
    상기 Mn 편석대 중, Sb 평균 함량이 소지강판에서의 Sb 평균 함량 대비 1.015배 이상인 부분의 면적이 60% 이상인, 열간성형 부재.
  16. 청구항 15에 있어서,
    상기 Mn 편석대의 두께는 15㎛ 이하인, 열간성형 부재.
  17. 청구항 5 내지 청구항 9 중 어느 한 항에 의해 제조된 열간성형용 도금 강판을 Ac3~950℃의 온도범위에서 1~1000초간 열처리한 후 열간 프레스 성형하는, 열간성형 부재의 제조방법.
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