KR20230038389A - Plated steel sheet for hot press forming having excellent impact resistance, hot press formed part and manufacturing method thereof - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- 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
- C23C2/40—Plates; Strips
Abstract
Description
본 발명은 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a coated steel sheet for hot forming, a hot forming member, and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a coated steel sheet for hot forming having excellent collision resistance, a hot forming member, and a manufacturing method thereof.
열간 성형 부재는 최근 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있으며, 특히 초고강도 또는 에너지 흡수능이 크게 요구되는 범퍼, 도어 또는 필러 보강재 등에 활용될 수 있다. Hot-formed members have recently been widely applied to structural members of automobiles for the purpose of improving fuel efficiency and protecting passengers through weight reduction of automobiles, and in particular, they can be used for bumpers, doors, or pillar reinforcements that require ultra-high strength or energy absorption capacity.
이러한 열간 성형 기술에 관한 대표적인 기술로서 특허문헌 1이 제안되었다. 상기 특허는 Al-Si 도금강판을 850℃ 이상 가열 후 프레스에 의한 열간 성형 및 급냉에 의해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도가 높은 초고강도를 확보할 수 있다. 이러한 열간 성형용 초고강도 강을 적용할 경우, 고온에서 성형하기 때문에 복잡한 형상도 쉽게 성형이 가능하며, 금형 내 급랭에 따른 강도 상승을 통해 고강도화에 따른 경량화 효과를 기대할 수 있다.
그러나, 이와 더불어, 자동차 사는 승객 안전을 위한 내충돌성 향상에 대한 요구 수준이 높아지고 있으나, 통상의 열간 성형용 강재는 마르텐사이트 조직으로 충돌 시, 강도는 높은 반면 내충돌성이 열위하기 때문에 개선이 필요하다. However, along with this, automobile companies are demanding higher levels of crash resistance for passenger safety, but general hot forming steel has a martensitic structure and has high strength but poor crash resistance when colliding. need.
본 발명의 일 측면에 따르면 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.According to one aspect of the present invention, it is intended to provide a coated steel sheet for hot forming having excellent crash resistance, a hot forming member, and a manufacturing method thereof.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.The object of the present invention is not limited to the above. A person skilled in the art will have no difficulty understanding the further subject matter of the present invention from the general content of this specification.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%를 포함하는 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 형성된 도금층을 포함하고,One aspect of the present invention includes, by weight, a steel sheet containing 0.06 to 0.5% of carbon (C) and 0.01 to 0.1% of antimony (Sb) and a plating layer formed on the surface of the steel sheet,
상기 소지강판은 내에 안티몬(Sb) 농화층을 포함하며,The base steel sheet includes an antimony (Sb) enriched layer therein,
글로우 방전 분광 분석기(Glow Discharge Spectrometer)를 이용하여 상기 소지강판의 두께 방향으로 원소의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지강판의 공칭 탄소 함량(C0)의 10~70%인 도금강판을 제공할 수 있다.When analyzing the element content in the thickness direction of the base steel sheet using a glow discharge spectrometer, the depth at which the antimony (Sb) content in the antimony (Sb) enriched layer shows the maximum value (Sb max ) A coated steel sheet having a carbon (C) content of 10 to 70% of the nominal carbon content (C 0 ) of the base steel sheet may be provided.
상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 30μm까지 영역의 탄소(C)의 탈탄율(α)이 14~35%일 수 있다.A decarburization rate (α) of carbon (C) in a region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 30 μm in the thickness direction may be 14 to 35%.
상기 도금강판은 상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 1.5μm 초과, 6μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 50%인 지점이 존재할 수 있다.In the plated steel sheet, a point where the carbon (C) content is 50% of the nominal carbon content (C 0 ) may exist at a depth of more than 1.5 μm and less than 6 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
상기 도금강판은 상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 6μm 초과, 15μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 80%인 지점이 존재할 수 있다.In the plated steel sheet, a point where the carbon (C) content is 80% of the nominal carbon content (C 0 ) may exist at a depth of more than 6 μm and less than 15 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
상기 도금강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.2 이상이고,The plated steel sheet has an R value of 1.2 or more defined in the following
하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.008 이상일 수 있다.A value of B defined in the following
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지강판의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base steel sheet It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 10μm까지의 영역은 페라이트를 주상으로 하고, 1면적% 이상의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.A region extending from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 10 μm in the thickness direction may have a microstructure containing ferrite as a main phase and pearlite at 1 area% or more.
상기 소지강판은 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함할 수 있다.The holding steel sheet contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance may include iron (Fe) and impurities.
상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어질 수 있다.The plating layer may be made of aluminum or aluminum alloy.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%를 포함하는 소지철 및 상기 소지철의 표면에 형성된 도금층을 포함하고,Another aspect of the present invention includes, by weight, a base iron containing 0.06 to 0.5% of carbon (C) and 0.01 to 0.1% of antimony (Sb) and a plating layer formed on the surface of the base iron,
상기 소지철은 내에 안티몬(Sb) 농화층을 포함하며,The base iron includes an antimony (Sb) enriched layer therein,
글로우 방전 분광 분석기(Glow Discharge Spectrometer)를 이용하여 상기 소지철의 두께 방향으로 원소의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지철의 공칭 탄소 함량(C0)의 80% 이하인 부재를 제공할 수 있다.When analyzing the element content in the thickness direction of the base iron using a glow discharge spectrometer, the depth at which the antimony (Sb) content in the antimony (Sb) enriched layer shows the maximum value (Sb max ) A member having a carbon (C) content of 80% or less of the nominal carbon content (C 0 ) of the base iron may be provided.
상기 부재는 상기 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지철의 공칭 탄소 함량(C0)의 15~80%일 수 있다.In the member, the carbon (C) content at the depth where the antimony (Sb) content exhibits the maximum value (Sb max ) may be 15 to 80% of the nominal carbon content (C 0 ) of the base iron.
상기 부재는 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.5 이상이고,The member has an R value of 1.5 or more defined in the following
하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.01 이상일 수 있다.A value of B defined in the following
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지철이 접하는 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is weight%. In addition, Δt measures Sb max from the interface where the plating layer and the base iron are in contact It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 45~100μm의 영역은 연화율(β)이 2~7%일 수 있다.A region having a depth of 45 to 100 μm in the thickness direction from the interface between the base iron and the plating layer may have a softening rate (β) of 2 to 7%.
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 미세조직으로 5면적% 미만의 페라이트를 포함할 수 있다.A region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction may include less than 5 area% of ferrite as a microstructure.
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 미세조직으로 마르텐사이트를 주상으로 하고, 5면적% 미만의 페라이트, 잔부 상부 및 하부 베이나이트를 포함할 수 있다.A region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction may include martensite as a main phase, ferrite of less than 5 area%, and upper and lower bainite as the remainder.
상기 소지철은 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함할 수 있다.The base iron contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance may include iron (Fe) and impurities.
상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어질 수 있다.The plating layer may be made of aluminum or aluminum alloy.
상기 부재는 인장강도 및 굽힘각도의 곱이 80,000MPa·° 이상일 수 있다.The member may have a product of tensile strength and bending angle of 80,000 MPa ° or more.
상기 부재는 확산성 수소량이 0.2ppm 이하일 수 있다.The member may have a diffusible hydrogen content of 0.2 ppm or less.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%를 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계; One aspect of the present invention, by weight, carbon (C): 0.06 ~ 0.5%, antimony (Sb): preparing a cold-rolled steel sheet containing 0.01 ~ 0.1%;
상기 냉연강판을 Ac1~Ac3의 온도범위에서 소둔하는 단계; 및 Annealing the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac 1 to Ac 3 ; and
상기 소둔된 냉연강판을 도금하는 단계를 포함하고, Including the step of plating the annealed cold-rolled steel sheet,
상기 소둔 시, 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 10,000~80,000s·g/m3이고,During the annealing, the product of the annealing time and the absolute humidity is 10,000 to 80,000 s g / m 3 ,
상기 소둔 시, 강판의 표면 온도를 기준으로, 상온에서 500℃까지 평균 승온 속도가 2.7~10.0℃/s이고, 500~700℃ 구간의 평균 승온 속도가 0.5~2.5℃/s이고, 700℃에서 소둔 온도까지 평균 승온 속도가 0.01~0.4℃/s인 도금강판 제조방법을 제공할 수 있다.During the annealing, based on the surface temperature of the steel sheet, the average temperature increase rate from room temperature to 500 ℃ is 2.7 ~ 10.0 ℃ / s, the average temperature increase rate in the 500 ~ 700 ℃ section is 0.5 ~ 2.5 ℃ / s, at 700 ℃ It is possible to provide a method for manufacturing a coated steel sheet having an average heating rate of 0.01 to 0.4° C./s to an annealing temperature.
상기 소둔 시, 소둔 시간은 100~200초이며, 절대 습도는 100~400g/m3일 수 있다.During the annealing, the annealing time is 100 to 200 seconds, and the absolute humidity is 100 to 400 g/m 3 .
상기 냉연강판은,The cold rolled steel sheet,
강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;Reheating the steel slab to a temperature range of 1050 to 1300 ° C;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 압연하는 단계;Finish rolling the reheated steel slab in a temperature range of 800 to 950 ° C;
상기 압연된 강을 500~700℃의 온도범위에서 권취 및 냉각하는 단계; 및Winding and cooling the rolled steel in a temperature range of 500 to 700 ° C; and
상기 냉각된 강을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계를 포함할 수 있다.It may include the step of cold rolling the cooled steel at a reduction ratio of 30 to 80%.
상기 강 슬라브는 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함할 수 있다.The steel slab contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance may include iron (Fe) and impurities.
상기 도금 시, 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 도금하는 것일 수 있다.In the plating, it may be plating with aluminum or an aluminum alloy.
본 발명의 다른 일 측면은, 어느 하나의 도금강판을 블랭크로 제조하는 단계; Another aspect of the present invention comprises the steps of manufacturing one of the coated steel sheets as a blank;
상기 블랭크를 Ac3~975℃의 온도범위로 가열하고, 10~1000초 유지하는 단계; 및 heating the blank to a temperature range of Ac 3 to 975° C. and holding the blank for 10 to 1000 seconds; and
상기 가열된 블랭크를 성형 및 냉각하는 단계를 포함하는 부재 제조방법을 제공할 수 있다.It is possible to provide a member manufacturing method comprising forming and cooling the heated blank.
상기 냉각 시, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각할 수 있다.During the cooling, it may be cooled at a cooling rate of 20° C./s or more.
본 발명의 일 측면에 따르면 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a plated steel sheet for hot forming having excellent crash resistance, a hot forming member, and a manufacturing method thereof.
본 발명의 일 측면에 따르면 내피로특성 및 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a coated steel sheet for hot forming, a hot forming member, and a manufacturing method thereof having excellent fatigue resistance and crash resistance.
도 1은 Sb 농화층을 표현하기 위해 본 발명의 예시적인 Sb 함량 변화를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 Sb 및 C 함량 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 탈탄율(α) 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판의 Sb 농화층 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 부재에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 Sb 및 C 함량 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 부재에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 경도 연화율(β) 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서의 C 함량 프로파일을 나타낸 것이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 부재의 미세조직을 관찰한 사진이다.1 schematically shows an exemplary Sb content change of the present invention to express a Sb enriched layer.
2 schematically shows the Sb and C content profiles in the thickness direction from the interface in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
3 schematically shows a decarburization rate (α) profile from the interface to the thickness direction in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
4 schematically shows a profile of an Sb enriched layer of a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
5 schematically shows the Sb and C content profiles in the thickness direction from the interface in a member according to an embodiment of the present invention.
6 schematically shows a hardness softening rate (β) profile from the interface to the thickness direction in a member according to an embodiment of the present invention.
7 shows a C content profile in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
8 is a photograph of a microstructure of a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention observed with a scanning electron microscope (SEM).
9 is a photograph of the microstructure of a member according to an embodiment of the present invention.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to explain the present invention in more detail to those skilled in the art.
종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여, 탈탄 기술을 적용함으로써 굽힘성을 개선할 수 있는 방안을 생각해 볼 수 있으나, 국부적인 표층부 경도 저하로 인하여 피로 특성이 열위해질 수 있어, 자동차 부재의 적용이 제한될 수 있다. 이에, 본 발명자는 이와 같은 문제를 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 소지강판에 안티몬(Sb) 농화층을 형성시키고 강판의 탈탄율을 적정 수준으로 유지할 경우에 피로 특성의 열화 문제를 해결하고, 내충돌특성 또한 개선할 수 있는 것을 발견하고, 본 발명에 이르게 되었다.In order to solve the problems of the prior art, it is possible to think of a way to improve bendability by applying decarburization technology, but fatigue characteristics may be inferior due to a local decrease in hardness of the surface layer, which limits the application of automobile members. can Therefore, as a result of in-depth research to solve this problem, the present inventors have solved the problem of deterioration of fatigue properties when forming an antimony (Sb) enriched layer on the steel sheet and maintaining the decarburization rate of the steel sheet at an appropriate level, It was found that the crash characteristics could also be improved, and this led to the present invention.
이하, 본 발명에 대하여 보다 상세히 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
본 발명의 일 측면은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 형성된 도금층을 포함하는 도금강판을 대상으로 한다. 내충돌성 및 내피로특성은 강판의 탈탄 정도에 따라 크게 영향을 받을 수 있는데, 소지강판 내에 형성된 농화층을 이용하여 탈탄율을 적절하게 제어할 경우에는 본 발명의 효과를 유리하게 얻을 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따르는 도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면(소지강판과 도금층 사이의 계면을 의미할 수 있음)에 형성된 도금층을 포함하고, 상기 소지강판은 내에 형성된 안티몬(Sb) 농화층을 포함할 수 있다. One aspect of the present invention is directed to a plated steel sheet including a base steel plate and a plating layer formed on a surface of the base steel plate. Collision resistance and fatigue resistance can be greatly affected by the degree of decarburization of the steel sheet, and the effects of the present invention can be advantageously obtained when the decarburization rate is appropriately controlled using the enriched layer formed in the steel sheet. That is, the plated steel sheet according to one aspect of the present invention includes a base steel sheet and a plating layer formed on the surface of the base steel plate (which may mean an interface between the base steel plate and the plating layer), and the base steel plate is formed in the antimony (Sb) ) may include a thickened layer.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 강판 내에 안티몬(Sb)의 농화층이 형성될 경우, Sb 농화층 형성에 따라 강판의 두께 방향 깊이에 따른 탈탄율이 적절히 제어될 수 있다. According to one embodiment of the present invention, when an antimony (Sb) enriched layer is formed in the steel sheet, the decarburization rate according to the thickness direction depth of the steel sheet can be appropriately controlled according to the formation of the Sb enriched layer.
이하에서는 도 1의 그래프를 참고하여 본 발명의 한가지 실시예에 따른 Sb 농화층과 그 역할에 대하여 상세히 설명한다. 도 1은 Sb 농화층을 표현하기 위해 본 발명의 예시적인 Sb 함량 변화를 모식적으로 나타낸 것으로, 도 1에서 x축은 도금강판 내의 임의의 위치에서 도금층으로부터 소지강판 측 방향, 즉 두께 방향으로의 직선 거리를 나타내고, y축은 글로우 방전 분광 분석기(Glow Discharge Spectrometer, GDS)를 활용하여 측정된 Sb 함량을 나타낸다. 도 1에는 도금층(1), Sb 농화층(2) 및 Sb 농화층(2)을 제외한 소지강판(3)의 Sb 함량 변화가 예시되어 있다. 여기서, 상기 Sb 농화층(2)은 소지강판의 공칭 Sb 함량(Sb0)의 1.05배 이상의 Sb 함량을 가질 수 있으며, 상기 Sb 농화층(2) 내에는 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)이 존재할 수 있다. 또한, 상기 Sb 농화층(2)은 x축 방향으로 진행하면서 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)까지 Sb 함량이 상승하는 Sb 함량 상승 구간(21)과 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)으로부터 x축 방향으로 진행하면서 Sb 함량이 감소하는 Sb 함량 하강 구간(22)을 포함할 수 있다. 도 1에서 상기 도금층(1)의 Sb 평균 함량선(10)과 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)에 도달하기 전 상기 Sb 함량선(100)의 x축 (+)방향으로의 마지막 접촉 지점(11)을 상기 Sb 함량 상승 구간(21)의 시작점으로 할 수 있다.Hereinafter, the Sb enriched layer and its role according to one embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the graph of FIG. 1 . Figure 1 schematically shows an exemplary Sb content change of the present invention to represent an Sb enriched layer. represents the distance, and the y-axis represents the Sb content measured using a glow discharge spectrometer (GDS). 1 illustrates changes in the Sb content of the
일 실시예에 있어서, 상기 도금층(1)의 Sb 평균 함량선(10)은, Sb 농화층(2)에서 Sb 함량이 최대값인 지점(200, Sbmax)으로부터 도금층(1)측으로 15μm 떨어진 지점인 A 지점에서 20μm 떨어진 지점인 B 지점까지 구간의 Sb 평균 함량을 수평으로 연장한 연장선을 의미할 수 있다.In one embodiment, the Sb
마찬가지로, 상기 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)으로부터 x축 (+)방향으로의 Sb 함량 하강 구간(22) 중에서, 상기 소지강판의 Sb 평균 함량선(30)과 상기 Sb 함량선(100)의 x축 (+)방향으로의 최초의 접촉 지점(31)을 Sb 농화층(2)의 종료점으로 본다. Similarly, in the Sb
일 실시예에 있어서, 상기 Sb 농화층을 제외한 소지강판(3)의 Sb 평균 함량선(30)은, Sb 농화층(2)에서 Sb 함량이 최대값인 지점(200; Sbmax)으로부터 소지강판(3)측으로 15μm 떨어진 지점인 C 지점에서 20μm 떨어진 지점인 D 지점까지 구간의 Sb 평균 함량을 수평으로 연장한 연장선을 의미할 수 있다.In one embodiment, the Sb
본 발명의 일 실시예에 있어서, Sb 농화층은 상기 소지강판과 상기 도금층의 계면 직하에 형성될 수 있다. 예를 들어, 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 도금강판의 표면으로부터 깊이(두께) 방향으로 Al 함량의 프로파일을 분석하였을 때, Al 함량이 15%인 지점으로 정의할 수 있다. 또한, 예를 들어, 상기 농화층의 두께는 1~30μm일 수 있다.In one embodiment of the present invention, the Sb enriched layer may be formed directly under the interface between the base steel sheet and the plating layer. For example, when the profile of the Al content is analyzed in the depth (thickness) direction from the surface of the coated steel sheet using a glow discharge spectrometer (GDS), the point at which the Al content is 15% can be defined. Also, for example, the thickness of the enrichment layer may be 1 μm to 30 μm.
또한, 본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 소지강판의 두께 방향으로 안티몬(Sb)의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지강판의 공칭 탄소 함량(C0)의 10~70%일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 있어서, 상기 공칭 탄소 함량(C0)은 소지강판 단면 기준으로, 두께 1/4~3/4 영역에서의 탄소 평균 함량을 의미할 수 있으며, 구체적으로, 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 소지강판 두께 1/4~3/4 영역에서 임의의 지점으로부터 거리 50μm 이상에 대하여 탄소 프로파일을 분석하여 평균 탄소 함량일 수 있다.In addition, according to one embodiment of the present invention, when analyzing the content of antimony (Sb) in the thickness direction of the steel sheet using a glow discharge spectrometer (GDS), the antimony (Sb) concentration in the antimony (Sb) layer The carbon (C) content at the depth where the content shows the maximum value (Sb max ) may be 10 to 70% of the nominal carbon content (C 0 ) of the steel sheet. In one embodiment of the present invention, the nominal carbon content (C 0 ) may mean an average carbon content in a thickness range of 1/4 to 3/4 based on the cross section of the steel sheet, and specifically, glow discharge spectroscopy The average carbon content may be obtained by analyzing the carbon profile for a distance of 50 μm or more from an arbitrary point in the area of 1/4 to 3/4 of the thickness of the steel sheet using an analyzer (GDS).
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 Sb 및 C 함량의 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다. 상기 도 2의 x축은 소지강판과 도금층의 계면으로부터의 깊이(μm)를 나타내며, y축은 원소의 함량(wt%)을 나타낼 수 있다. 도 2에서 나타난 바와 같이, 공칭 탄소 함량(C0)의 70%는 0.154%이다. 여기서, 공칭 탄소 함량(C0)은 0.22%로서, 앞서 설명한 바와 같이, 소지강판의 두께 1/4~3/4 영역에서 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 일정 두께(깊이)를 분석하여 얻어질 수 있다. 이 때, Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서 탄소의 함량은 공칭 탄소 함량(C0)의 70% 이하인 탄소 함량을 나타내는 것을 확인할 수 있다.2 schematically shows the profile of the Sb and C contents in the thickness direction from the interface in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention. 2, the x-axis represents the depth (μm) from the interface between the base steel sheet and the plating layer, and the y-axis represents the element content (wt%). As shown in FIG. 2 , 70% of the nominal carbon content (C 0 ) is 0.154%. Here, the nominal carbon content (C 0 ) is 0.22%, and as described above, a certain thickness (depth) is analyzed using a glow discharge spectrometer (GDS) in the 1/4 to 3/4 thickness region of the steel sheet can be obtained At this time, it can be seen that the carbon content is 70% or less of the nominal carbon content (C 0 ) at the depth where the Sb content exhibits the maximum value (Sb max ).
도 2에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 있어서, Sb 농화층 내에 Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서, 공칭 탄소 함량(C0) 대비 탄소 함량의 비율을 10~70%로 제어하고 있으며, 이 때의 탄소 함량은 부재의 표층 경도 연화율 및 굽힘성에 영향을 미친다. As shown in FIG. 2, in one embodiment of the present invention, at a depth where the Sb content in the Sb enriched layer exhibits the maximum value (Sb max ), the ratio of the carbon content to the nominal carbon content (C 0 ) is 10 to 70 %, and the carbon content at this time affects the surface layer hardness softening rate and bendability of the member.
한편, Sb 농화층 내에 Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서 탄소 함량이 공칭 탄소 함량(C0)의 70%를 초과하면 표층부 경도가 높아져 굽힘성이 열화될 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 탄소 함량이 공칭 탄소 함량(C0)의 10% 미만일 경우, 경도가 과도하게 낮아져 내피로특성이 열위될 수 있다. On the other hand, if the carbon content exceeds 70% of the nominal carbon content (C 0 ) at a depth where the Sb content in the Sb enriched layer exhibits the maximum value (Sb max ), the hardness of the surface layer may be increased and the bendability may be deteriorated. In addition, according to one embodiment of the present invention, when the carbon content is less than 10% of the nominal carbon content (C 0 ), the hardness may be excessively lowered and the fatigue resistance may be inferior.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 30μm까지 영역의 탄소(C)의 탈탄율(α)이 14~35%일 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the decarburization rate (α) of carbon (C) in the region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 30 μm in the thickness direction may be 14 to 35%.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 탈탄율(α) 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다. 도 3에서, 탈탄율(α)은 도금강판의 탄소를 글로우 방전 분광 분석기(GDS)로 측정한 결과로부터 얻어질 수 있다. 도면에서 y축은 공칭 탄소 함량(C0)에 대한 해당 위치의 탄소 함량의 비율(%)을 나타내고, x축은 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께(깊이) 방향으로의 거리(μm)를 의미한다. 도면과 같이, x축 방향으로 상기 계면으로부터 소지강판 두께 방향으로의 깊이 0~30μm의 길이에 대응되는 가로변과, y축 방향으로 0~100%의 길이에 대응되는 세로변을 가지는 사각형을 그릴 수 있다. 여기서, 상기 사각형에서 공칭 탄소 함량(C0)에 대한 해당 깊이의 탄소 함량의 비율을 나타내는 탄소 프로파일 곡선을 나타내어, 상기 사각형의 전체 면적에 대한 사각형 내 탄소 프로파일 곡선 위쪽 영역의 면적의 비율(%)을 탈탄율(α)로 정의할 수 있다.3 schematically shows a decarburization rate (α) profile from the interface to the thickness direction in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention. In FIG. 3, the decarburization rate (α) can be obtained from the result of measuring the carbon of the plated steel sheet with a glow discharge spectrometer (GDS). In the drawing, the y-axis represents the ratio (%) of the carbon content at the corresponding position to the nominal carbon content (C 0 ), and the x-axis represents the distance (μm) in the thickness (depth) direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer. As shown in the drawing, a rectangle having a horizontal side corresponding to a length of 0 to 30 μm in depth from the interface in the thickness direction of the steel sheet in the x-axis direction and a vertical side corresponding to a length of 0 to 100% in the y-axis direction can be drawn. there is. Here, a carbon profile curve representing the ratio of the carbon content of the corresponding depth to the nominal carbon content (C 0 ) in the rectangle is shown, and the ratio (%) of the area above the carbon profile curve in the rectangle to the total area of the rectangle can be defined as the decarburization rate (α).
다시 말해서, 본 발명의 탈탄율(α)은 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께(깊이) 방향으로의 거리(μm)를 가로축으로 하고, 공칭 탄소 함량(C0)에 대한 해당 위치의 탄소 함량의 비율(%)을 세로축으로 하는 사각형에서, 상기 사각형의 전체 면적에 대한 탄소 프로파일 곡선 위쪽 영역의 면적의 비율(%)을 의미한다.In other words, the decarburization rate (α) of the present invention takes the distance (μm) in the thickness (depth) direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer as the horizontal axis, and the carbon content of the corresponding position relative to the nominal carbon content (C 0 ) It means the ratio (%) of the area above the carbon profile curve to the total area of the rectangle in the rectangle with the ratio (%) as the vertical axis.
상기 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 30μm까지 영역의 탄소(C) 탈탄율(α)이 14% 미만이면, 소지강판의 탄소 농화도가 열간 성형 후 부재에서 경도를 지나치게 높이므로 굽힘성 개선 효과가 현저히 감소될 수 있다. 반면, 탈탄율이 35%를 초과하면 소지강판 표층의 탄소량 감소로, 부재에서의 마르텐사이트 경도가 현저하게 감소하게 되어 부재의 내피로특성이 열위해지는 문제가 있을 수 있다. If the carbon (C) decarburization rate (α) in the region from the interface to a depth of 30 μm in the thickness direction is less than 14%, the carbon concentration of the steel sheet excessively increases the hardness in the member after hot forming, so the effect of improving bendability is significantly reduced. It can be. On the other hand, if the decarburization rate exceeds 35%, the martensitic hardness of the member is significantly reduced due to the decrease in the amount of carbon in the surface layer of the base steel sheet, so that the fatigue resistance of the member may be inferior.
본 발명의 다른 한가지 실시예에 따른 도금강판에서는, 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 1.5μm 초과, 6μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 50%인 지점이 존재할 수 있다. In the coated steel sheet according to another embodiment of the present invention, the point where the carbon (C) content is 50% of the nominal carbon content (C 0 ) at a depth of more than 1.5 μm and less than 6 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer. may exist.
상기 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 1.5μm 초과 내지 6μm 미만인 깊이에서, 공칭 탄소 함량(C0)에 따른 탄소(C) 함량의 비율을 제어하는 것은 내피로특성과 내충돌성을 동시에 확보하기 위한 것이다. 해당 범위의 깊이에, 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 50%인 지점이 존재할 경우, 내충돌성과 내피로특성을 동시에 확보하기에 유리하나, 50%인 지점이 6μm 이상의 깊이에 존재하는 경우 과도한 탈탄에 따른 내피로특성이 열화될 수 있다. 한편, 50%인 지점이 1.5μm 이하의 깊이에 존재하는 경우, 탈탄이 부족하여 목적하는 굽힘성을 확보하기에 어려움이 있을 수 있다.Controlling the ratio of the carbon (C) content according to the nominal carbon content (C 0 ) at a depth of more than 1.5 μm to less than 6 μm in the thickness direction from the interface is to simultaneously secure fatigue resistance and crash resistance. In the depth of the range, if there is a point where the carbon (C) content is 50% of the nominal carbon content (C 0 ), it is advantageous to secure both crash resistance and fatigue resistance at the same time, but the 50% point is 6 μm or more When present at depth, fatigue resistance due to excessive decarburization may be deteriorated. On the other hand, when the 50% point exists at a depth of 1.5 μm or less, it may be difficult to secure the desired bendability due to lack of decarburization.
또한, 본 발명의 한가지 실시예에서는 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 6μm 초과, 15μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 80%인 지점이 존재할 수 있다.In addition, in one embodiment of the present invention, a point where the carbon (C) content is 80% of the nominal carbon content (C 0 ) may exist at a depth of more than 6 μm and less than 15 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
상기 계면으로부터 두께 방향으로 6μm 초과 내지 15μm 미만인 깊이에 상기 공칭 탄소 함량(C0)에 따른 탄소(C) 함량의 비율이 80%인 지점이 존재할 경우, 적정한 굽힘성 확보 및 과도한 내피로특성 열화 억제에 유리할 수 있다. 한편, 80%인 지점이 15μm 이상의 깊이에 존재하는 경우, 과도한 탈탄에 의해 내피로특성이 저하될 수 있으며, 80%인 지점이 6μm 이하의 깊이에 존재하는 경우, 탈탄이 부족하여 목적하는 굽힘성을 확보하기 어려울 수 있다.When a point where the ratio of the carbon (C) content to the nominal carbon content (C 0 ) is 80% is present at a depth of more than 6 μm to less than 15 μm in the thickness direction from the interface, adequate bendability is secured and excessive fatigue resistance property deterioration suppression can be advantageous for On the other hand, when the 80% point is present at a depth of 15 μm or more, fatigue resistance may be deteriorated due to excessive decarburization, and when the 80% point is present at a depth of 6 μm or less, desired bendability due to insufficient decarburization. may be difficult to obtain.
본 발명의 한가지 실시예에서는 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.2 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.008 이상일 수 있다.In one embodiment of the present invention, the R value defined in the following
상기 소지강판 내에 Sb 농화층이 형성되면, 소둔로 내 해리된 산소가 소지강판 내부로 침투하기 어려워 탈탄을 어렵게 하는 방어막 역할을 수행할 수 있다. 본 발명에서는, 두께 방향 깊이에 따른 Sb 함량을 제어함으로써 탈탄율을 적절히 제어할 수 있음을 확인하고, 본 발명에서는 하기 관계식 1 및 2를 제안한다. When the Sb enriched layer is formed in the base steel sheet, it is difficult for oxygen dissociated in the annealing furnace to penetrate into the inside of the base steel sheet, and thus it can serve as a barrier that makes decarburization difficult. In the present invention, it is confirmed that the decarburization rate can be appropriately controlled by controlling the Sb content according to the depth in the thickness direction, and the present invention proposes the following
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지강판의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base steel sheet It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판의 Sb 농화층 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다. 도 4에는 상기 관계식 2의 B 값에 해당하는 면적을 색칠 부분으로 나타내었고, 전술한 면적은 Sbcoat를 측정한 지점과 Sbmax를 측정한 지점 사이의 거리를 나타내는 Δt에 따른 Sb 농화 정도를 나타낼 수 있다.4 schematically shows a profile of an Sb enriched layer of a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention. In FIG. 4, the area corresponding to the B value of the
상기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.2 미만이거나, 상기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.008 미만일 경우, 탈탄이 과도하게 발생하여 도금강판에서의 탈탄율이 지나치게 높아지게 되고, 열간 성형 이후 부재의 표층 경도가 크게 감소하여 부재의 내피로특성이 열화될 우려가 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 관계식 1에서 정의되는 R 값을 1.5 이상으로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명의 다른 한가지 실시예에서는 상기 관계식 2에서 정의되는 B 값을 0.020 이상으로 제한할 수 있다. 다만, R 값이 과도하게 높거나, B 값이 과도하게 높을 경우에는 표면의 탄소가 거의 제거되지 않아, 열간 성형 이후 부재의 표층 경도가 과도하게 높아져 표층부의 굽힘성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 한가지 실시예로, R 값의 상한을 6.5로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 실시예로, B 값의 상한을 0.150으로 제한할 수 있다.When the R value defined in the
상술한 바와 같이, 도금강판에서 R 값과 B 값을 제안하는 범위로 제어함으로써 부재의 R 값과 B 값을 적절한 범위로 제어할 수 있으며, 그에 따라 수소의 침입을 효과적으로 억제할 수 있다.As described above, by controlling the R and B values of the plated steel sheet within the suggested ranges, the R and B values of the member can be controlled within appropriate ranges, thereby effectively suppressing hydrogen penetration.
본 발명의 또 한가지 실시예에 따르면, 도금강판은 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 10μm까지 영역이 페라이트를 주상으로 하고, 1면적% 이상의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 본 발명에서는 미세조직 전체 분율에서 50면적% 이상인 상을 주상으로 간주할 수 있다.According to another embodiment of the present invention, the plated steel sheet may have a microstructure including ferrite as a main phase and pearlite at 1 area% or more in a region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 10 μm in the thickness direction. In the present invention, a phase of 50 area% or more in the total microstructure fraction can be regarded as a main phase.
본 발명의 도금강판은 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 10μm까지 영역의 페라이트의 분율이 부족할 경우, 부재의 내피로특성이 열위될 수 있다. In the plated steel sheet of the present invention, when the fraction of ferrite in the region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 10 μm in the thickness direction is insufficient, the fatigue resistance of the member may be inferior.
상기 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께(깊이) 방향으로 거리 10μm까지의 영역에서 펄라이트는 열간 성형을 위한 열처리 시, 도금층 직하 조직에 탄소를 제공하여 표층부 경도가 열화되는 것을 막는 역할을 할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 펄라이트를 1면적% 이상 포함할 수 있다.In the region up to a distance of 10 μm in the thickness (depth) direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer, pearlite provides carbon to the structure directly under the plating layer during heat treatment for hot forming, thereby preventing the hardness of the surface layer from deteriorating. Can play a role. Therefore, in the present invention, 1 area% or more of pearlite may be included.
한편, 펄라이트가 1면적% 미만이면 열간 성형 후 표층부 경도가 과도하게 감소하여 경도 연화율이 높아질 수 있으며, 부재의 내피로특성이 열위되는 문제가 발생할 수 있다.On the other hand, if the pearlite is less than 1 area%, the hardness of the surface layer portion may be excessively reduced after hot forming, so that the hardness softening rate may be increased, and the fatigue resistance of the member may be inferior.
이하에서는, 본 발명의 소지강판의 조성에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the composition of the base steel sheet of the present invention will be described in detail.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%를 포함할 수 있다.The holding steel sheet according to one embodiment of the present invention may include, by weight, carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.In the present invention, unless otherwise specified, % indicating the content of each element is based on weight.
탄소(C): 0.06~0.5%Carbon (C): 0.06~0.5%
탄소(C)는 열간 성형 부재의 강도를 향상시키고 경화능을 향상시키는 원소로써 강도 조절을 위해 필수적인 원소로 적정하게 첨가되어야 한다. 탄소(C) 함량이 0.06% 미만일 경우, 경화능이 낮아 냉각속도 감소 시, 충분한 마르텐사이트를 확보하지 못하고, 페라이트 생성으로 원하는 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 탄소(C) 함량이 0.1% 이상일 수 있다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과할 경우, 강도가 과도하게 상승되고 취성을 유발 및 용접성이 열위해질 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 상기 탄소(C) 함량의 상한이 0.45%일 수 있다.Carbon (C) is an element that improves the strength and hardenability of a hot-formed member, and must be appropriately added as an essential element for strength control. When the carbon (C) content is less than 0.06%, the hardenability is low, and when the cooling rate is reduced, sufficient martensite cannot be secured, and it may be difficult to secure the desired strength by generating ferrite. In one embodiment of the present invention, the carbon (C) content may be 0.1% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.5%, the strength is excessively increased, brittleness may be caused, and weldability may be deteriorated. In one embodiment of the present invention, the upper limit of the carbon (C) content may be 0.45%.
안티몬(Sb): 0.01~0.1%Antimony (Sb): 0.01 to 0.1%
안티몬(Sb)은 소지강판의 내에 농화됨으로써 내부산화 소둔 적용 시, 빠져나가는 탄소량을 제어하여, 부재에서의 과도한 경도 하락을 막아주는 역할을 할 수 있다. 안티몬(Sb)의 함량이 0.01% 미만이면 도금층과 소지강판 계면에 충분한 농화층이 형성되지 않아 탈탄이 과도하게 일어남으로써 과도한 표층 경도 하락으로 내피로특성이 열위될 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 상기 안티몬(sb)의 하한은 0.02%일 수 있다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 입계에 안티몬(Sb)이 과다하게 석출되어 응력 발생 시, 입계 파괴를 유발하여 재질이 열화될 수 있다. 한가지 실시예에 따를 경우에 상기 안티몬(Sb) 함량의 상한은 0.08%일 수 있다.Antimony (Sb) is concentrated in the base steel sheet, so that when internal oxidation annealing is applied, the amount of carbon escaped can be controlled, thereby preventing excessive hardness reduction in the member. When the content of antimony (Sb) is less than 0.01%, a sufficiently concentrated layer is not formed at the interface between the plating layer and the base steel sheet, and excessive decarburization occurs, resulting in poor fatigue resistance due to an excessive decrease in surface layer hardness. According to one embodiment of the present invention, the lower limit of the antimony (sb) may be 0.02%. On the other hand, when the content exceeds 0.1%, antimony (Sb) is excessively precipitated at grain boundaries, and when stress occurs, grain boundary fracture may be caused and the material may be deteriorated. According to one embodiment, the upper limit of the antimony (Sb) content may be 0.08%.
본 발명의 열간 성형용 도금강판에 적용되는 소지강판의 첨가원소로서, 통상 첨가될 수 있는 원소라면 특별히 그 종류와 함량을 제한하지 아니한다. 다만, 본 발명의 한가지 실시예에 따라 소지강판에 첨가될 수 있는 원소들의 비제한적인 예를 든다면 실리콘(Si), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 인(P), 황(S), 알루미늄(Al), 크롬(Cr), 질소(N), 티타늄(Ti), 보론(B), 구리(Cu), 니켈(Ni), 바나듐(V), 칼슘(Ca), 니오븀(Nb), 주석(Sn), 텅스텐(W), 마그네슘(Mg), 코발트(Co), 비소(As), 지르코늄(Zr), 비스무트(Bi), 희토류 원소(REM)가 있으며, 이들 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. As an additional element of the base steel sheet applied to the coated steel sheet for hot forming of the present invention, the type and content are not particularly limited as long as it is an element that can be added normally. However, as non-limiting examples of elements that can be added to the steel sheet according to one embodiment of the present invention, silicon (Si), manganese (Mn), molybdenum (Mo), phosphorus (P), sulfur (S) , aluminum (Al), chromium (Cr), nitrogen (N), titanium (Ti), boron (B), copper (Cu), nickel (Ni), vanadium (V), calcium (Ca), niobium (Nb) , tin (Sn), tungsten (W), magnesium (Mg), cobalt (Co), arsenic (As), zirconium (Zr), bismuth (Bi), and rare earth elements (REM). can include more.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 소지강판은 중량%로, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함할 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the holding steel sheet contains, by weight, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0% or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.02% or less, aluminum (Al): 0.001 to 1%, chromium (Cr): 1.00% or less, nitrogen (N): 0.02% or less, titanium (Ti): 0.1% or less, Boron (B): 0.01% or less, the balance may include iron (Fe) and impurities.
실리콘(Si): 0.001~2%Silicon (Si): 0.001 to 2%
실리콘(Si)은 제강에서 탈산제로 첨가될 수 있다. 또한, 고용강화 원소이자 탄화물 생성 억제 원소로써 내부 조직 균일화에 효과적일 뿐만 아니라, 열간 성형 부재의 강도 상승에 기여하며 재질 균일화에 효과적인 원소로써 첨가된다. 다만, 그 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 기대할 수 없고, 실리콘(Si)의 함량이 2% 초과하게 되면 소둔 중 강판 표면에 생성되는 과도한 Si 산화물로 인하여 도금성이 크게 저하될 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.005%일 수 있으며, 경우에 따라 0.01%일 수 있다. 또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.7%일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.65%일 수 있다.Silicon (Si) can be added as a deoxidizer in steelmaking. In addition, as a solid-solution strengthening element and a carbide formation inhibiting element, it is not only effective in uniformizing the internal structure, but also contributes to increasing the strength of the hot-formed member and is added as an effective element in material uniformity. However, if the content is less than 0.001%, the above effect cannot be expected, and if the content of silicon (Si) exceeds 2%, plating properties may be greatly reduced due to excessive Si oxide generated on the surface of the steel sheet during annealing. According to one embodiment of the present invention, the lower limit of the content of silicon (Si) may be 0.005%, and in some cases may be 0.01%. Also, according to one embodiment of the present invention, the upper limit of the silicon (Si) content may be 0.7%, and in some cases may be 0.65%.
망간(Mn): 0.1~4%Manganese (Mn): 0.1 to 4%
망간(Mn)은 고용강화 효과로 인하여 목적하는 강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라 경화능 향상을 통하여 열간 성형 시, 페라이트 형성을 억제하기 위하여 첨가될 필요가 있다. 망간(Mn) 함량이 0.1% 미만일 경우, 충분한 경화능 효과를 얻기 힘들고 부족한 경화능을 위해서 다른 고가의 합금원소가 과다하게 필요하여 제조원가가 크게 상승하는 문제가 발생할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 망간(Mn)을 0.5% 이상 포함할 수 있으며, 또 다른 실시예로는 0.8% 이상 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 4%를 초과하면 미세조직 압연방향으로 배열된 밴드(band)성 조직이 심화되어 내부 조직의 불균일성을 유발하게 되고 이에 따른 내충돌성을 열위시킬 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 망간(Mn) 함량의 상한이 3.5%일 수 있다.Manganese (Mn) needs to be added not only to secure desired strength due to the solid solution strengthening effect, but also to suppress ferrite formation during hot forming through hardenability improvement. When the content of manganese (Mn) is less than 0.1%, it is difficult to obtain sufficient hardenability effect, and other expensive alloy elements are excessively required for insufficient hardenability, which may cause a problem in that manufacturing cost greatly increases. According to one embodiment of the present invention, manganese (Mn) may be included in an amount of 0.5% or more, and in another embodiment, manganese (Mn) may be included in an amount of 0.8% or more. However, if the content exceeds 4%, the band structure arranged in the rolling direction of the microstructure deepens, resulting in non-uniformity of the internal structure, which can lead to inferior crash resistance. In one embodiment of the present invention, the upper limit of the manganese (Mn) content may be 3.5%.
몰리브덴(Mo): 1.0% 이하Molybdenum (Mo): 1.0% or less
몰리브덴(Mo)은 결정립을 강화하여 굽힘성을 개선시킬 수 있는 원소로 포함될 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하면 원가 제조비용이 크게 상승할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 몰리브덴(Mo) 함량의 상한은 0.5%일 수 있으며, 경우에 따라서는 0.45%일 수도 있다.Molybdenum (Mo) may be included as an element capable of improving bendability by strengthening crystal grains. However, if the content exceeds 1.0%, the manufacturing cost may increase significantly. According to one embodiment of the present invention, the upper limit of the molybdenum (Mo) content may be 0.5%, and in some cases may be 0.45%.
인(P): 0.05% 이하Phosphorus (P): 0.05% or less
인(P)은 강 중 불순물로 존재하며, 그 함량이 0.05%를 초과하면 열간 성형 부재의 용접성 및 고온 입계 편석에 따른 재질 물성이 열화될 수 있다. 일 실시예에 따르면, 그 상한을 0.015%로 제한할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 실시예에서는 그 함량을 극소량으로 제어하기 위해서 많은 제조비용이 들게 되므로, 그 하한을 0.001%로 제한할 수 있다.Phosphorus (P) exists as an impurity in steel, and if its content exceeds 0.05%, the weldability of the hot-formed member and material properties due to high-temperature grain boundary segregation may be deteriorated. According to one embodiment, the upper limit may be limited to 0.015%. On the other hand, in one embodiment of the present invention, since a lot of manufacturing costs are required to control the content to a very small amount, the lower limit can be limited to 0.001%.
황(S): 0.02% 이하Sulfur (S): 0.02% or less
황(S)은 강 중 불순물로서, 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이기 때문에 상한을 0.02%로 제한할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서는 그 함량을 극소량으로 제어하기 위해서는 제조비용을 크게 상승시킬 수 있으므로, 그 하한을 0.0001%로 제한할 수 있다.Sulfur (S) is an impurity in steel, and since it is an element that impairs the ductility, impact properties and weldability of members, the upper limit can be limited to 0.02%. In one embodiment of the present invention, in order to control the content to a very small amount, the manufacturing cost can be greatly increased, so the lower limit can be limited to 0.0001%.
알루미늄(Al): 0.001~1%Aluminum (Al): 0.001 to 1%
알루미늄(Al)은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다. 알루미늄(Al) 함량이 0.001% 미만일 경우, 상기 효과를 얻기 어려울 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 알루미늄(Al) 하한은 0.01%일 수 있으며, 경우에 따라 0.02%일 수 있다. 반면, 그 함량이 1%를 초과하게 되면 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN 석출물로 인해 고온연성이 저하되어, 슬라브 크랙이 발생하여 제조상 문제를 유발할 수 있다. 일 실시예로는 그 상한을 0.1%로 제한할 수 있으며, 경우에 따라 0.09%로 제한할 수 있다.Aluminum (Al), along with Si, is an element that increases the cleanliness of steel by deoxidizing in steelmaking. When the aluminum (Al) content is less than 0.001%, it may be difficult to obtain the above effect. According to one embodiment of the present invention, the lower limit of aluminum (Al) may be 0.01%, and in some cases may be 0.02%. On the other hand, when the content exceeds 1%, high-temperature ductility is lowered due to excessive AlN precipitates formed during the casting process, and slab cracks may occur, causing manufacturing problems. In one embodiment, the upper limit may be limited to 0.1%, and in some cases may be limited to 0.09%.
크롬(Cr): 1.00% 이하Chromium (Cr): 1.00% or less
크롬(Cr)은 Mn과 같이, 강의 경화능을 확보하여 열간 성형 후 페라이트 생성을 억제하기 위한 원소로써 첨가될 수 있다. 크롬(Cr) 함량이 1.00%를 초과하면 첨가량 대비 경화능 향상 효과가 미미할 뿐만 아니라, 조대한 철탄화물이 과다하게 형성되어 응력 작용 시 크랙이 유발되어 재질을 열위하게 할 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 그 상한이 0.8%일 수 있다. 한편, 본 발명의 일 실시예로, 상술한 효과를 효과적으로 확보하기 위하여 그 하한을 0.01%로 제한할 수 있으며, 경우에 따라 0.05%로 제한할 수 있다.Chromium (Cr), like Mn, may be added as an element for securing hardenability of steel and suppressing ferrite generation after hot forming. If the content of chromium (Cr) exceeds 1.00%, the effect of improving hardenability compared to the amount added is insignificant, and excessive coarse iron carbide is formed, causing cracks when stress is applied, which may deteriorate the material. In one embodiment of the present invention, the upper limit may be 0.8%. Meanwhile, as an embodiment of the present invention, the lower limit may be limited to 0.01%, and in some cases, may be limited to 0.05% in order to effectively secure the above-mentioned effects.
질소(N): 0.02% 이하Nitrogen (N): 0.02% or less
질소(N)는 강 중에 불순물로 포함될 수 있다. 질소(N) 함량이 0.02%를 초과하게 되면 첨가된 Al과 같이 AlN을 형성하여, 이에 따른 슬라브 크랙이 발생할 우려가 있다. 한편, 그 함량을 극소량으로 제어하기 위하여 과다한 제조비용이 수반될 수 있으므로, 본 발명의 한가지 실시예에 따라 질소(N)의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다.Nitrogen (N) may be included as an impurity in steel. When the nitrogen (N) content exceeds 0.02%, AlN is formed like the added Al, and thus there is a risk of slab cracking. On the other hand, since excessive manufacturing costs may be involved in order to control the content to a very small amount, the lower limit of nitrogen (N) may be limited to 0.001% according to one embodiment of the present invention.
티타늄(Ti): 0.1% 이하Titanium (Ti): 0.1% or less
티타늄(Ti)은 강에 불순물로 잔존하는 N와 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% 초과하면 오히려 조대한 TiN이 다량 형성되며 강의 재질을 열위하게 할 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 그 함량의 상한을 0.09%로 제한할 수 있다.Titanium (Ti) combines with N remaining as an impurity in steel to form TiN, thereby protecting B from becoming a compound for securing hardenability. In addition, through the formation of TiC precipitates, precipitation strengthening and crystal grain refinement effects can be expected. However, if the content exceeds 0.1%, a large amount of coarse TiN is formed, and the quality of the steel may be deteriorated. In one embodiment of the present invention, the upper limit of the content may be limited to 0.09%.
보론(B): 0.01% 이하Boron (B): 0.01% or less
보론(B)은 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소로써, 구 오스테나이트 결정립계에 편석되어 불순물인 P 또는 S의 입계편석에 따른 열간 성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. 한편, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Fe23CB6 복합화합물의 형성으로 열간압연 시, 취성을 야기시킬 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서는 보론(B) 함량의 상한을 0.008%로 제한할 수 있다.Boron (B) is an element capable of effectively improving hardenability, and is an element capable of suppressing brittleness of a hot-formed member due to grain boundary segregation of impurities P or S by being segregated at prior austenite grain boundaries. On the other hand, when the content exceeds 0.01%, it may cause brittleness during hot rolling due to the formation of the Fe 23 CB 6 composite compound. In one embodiment of the present invention, the upper limit of the boron (B) content may be limited to 0.008%.
더하여, 본 발명의 한가지 실시예로, 구리(Cu): 1.0% 이하, 니켈(Ni): 1.0％ 이하, 바나듐(V): 1.0％ 이하, 칼슘(Ca): 0.01％ 이하, 니오븀(Nb): 0.1％ 이하, 주석(Sn): 1％ 이하, 텅스텐(W): 1％ 이하, 마그네슘(Mg): 0.1% 이하, 코발트(Co): 1% 이하, 비소(As): 1% 이하, 지르코늄(Zr): 1% 이하, 비스무트(Bi): 1% 이하, 희토류 원소(REM): 0.3％ 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.In addition, as one embodiment of the present invention, copper (Cu): 1.0% or less, nickel (Ni): 1.0% or less, vanadium (V): 1.0% or less, calcium (Ca): 0.01% or less, niobium (Nb) : 0.1% or less, Tin (Sn): 1% or less, Tungsten (W): 1% or less, Magnesium (Mg): 0.1% or less, Cobalt (Co): 1% or less, Arsenic (As): 1% or less, One or more of zirconium (Zr): 1% or less, bismuth (Bi): 1% or less, and rare earth element (REM): 0.3% or less may be further included.
본 발명의 소지강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.The base steel sheet of the present invention may include the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the steel manufacturing field, not all of them are specifically mentioned in this specification.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 도금강판의 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄계 합금 도금층일 수 있다. 더하여, 일 실시예에 따르면, 상기 도금층은 합금화 알루미늄계 도금층일 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the plating layer of the plated steel sheet may be an aluminum or aluminum-based alloy plating layer. In addition, according to one embodiment, the plating layer may be an alloyed aluminum-based plating layer.
또한, 본 발명의 일 실시예로, 상기 도금층에는 Al 외에 Si, Mg, Fe을 포함할 수 있으며, 경우에 따라서는, Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Zn 등이 포함될 수 있다. 본 발명에서는 도금층의 두께는 특별히 제한하지 않으며, 일반적인 범위 내의 도금층 두께를 가질 수 있다.In addition, as an embodiment of the present invention, the plating layer may include Si, Mg, and Fe in addition to Al, and in some cases, Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, and Sr. , Zn, etc. may be included. In the present invention, the thickness of the plating layer is not particularly limited, and may have a thickness of the plating layer within a general range.
본 발명의 일 실시예로, 도금층은 중량%로, Si: 5~11%, Fe: 5% 이하, Mg: 5% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Al 및 기타 불순물을 포함할 수 있다. 필요에 따라 상술한 조성에 Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Zn 등의 원소들을 합계로 30% 이하 더 포함할 수 있다.In one embodiment of the present invention, the plating layer includes, by weight, one or two or more selected from among Si: 5 to 11%, Fe: 5% or less, Mg: 5% or less, the balance being Al and other impurities. can include If necessary, elements such as Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Zn, etc. may be further included in a total amount of 30% or less in the above composition.
이하에서는, 본 발명의 부재에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the members of the present invention will be described in detail.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 부재는 소지철 및 상기 소지철의 표면에 형성된 도금층을 포함할 수 있다.A member according to one embodiment of the present invention may include a base iron and a plating layer formed on a surface of the base iron.
본 발명의 일 측면에 따르는 소지철은 본 발명에서 제안하는 도금강판의 소지강판과 합금조성이 동일하게 적용될 수 있다.The base iron according to one aspect of the present invention may have the same alloy composition as the base steel plate of the plated steel plate proposed in the present invention.
또한, 본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 상기 도금층은 상기 소지철의 적어도 일면에 형성될 수 있다. 상기 부재의 도금층은 상술한 도금강판의 도금층과 상기 소지강판의 Fe를 비롯한 성분이 확산되어 합금화된 조성을 가질 수 있다. Also, according to one embodiment of the present invention, the plating layer may be formed on at least one surface of the base iron. The plating layer of the member may have a composition in which the plating layer of the above-described plated steel sheet and components including Fe of the base steel sheet are diffused and alloyed.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 부재는 소지철 내에 형성된 안티몬(Sb) 농화층을 포함할 수 있다.A member according to one embodiment of the present invention may include an antimony (Sb) enriched layer formed in the base iron.
본 발명의 Sb 농화층은 글로우 방전 분광 분석기(GDS)을 활용하여 도금층의 어느 한 지점으로부터 소지철 측 두께 방향으로 Sb 함량 변화를 분석함으로써 구분 가능하다. 이에 대해서는, 본 발명에서 제안하는 도금강판에서의 Sb 농화층 구분 방법과 동일하게 적용될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 안티몬(Sb) 농화층은 상기 소지철과 상기 도금층이 접하는 계면 직하에 형성될 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 본 발명에서 소지철과 도금층의 계면은 Al 함량이 15%인 지점을 의미할 수 있다.The Sb-enriched layer of the present invention can be distinguished by analyzing the change in Sb content from any one point of the plating layer in the thickness direction of the base iron side using a glow discharge spectrometer (GDS). In this regard, the method of distinguishing the Sb enriched layer in the plated steel sheet proposed in the present invention can be applied in the same way. In one embodiment of the present invention, the antimony (Sb) enriched layer may be formed directly under the interface where the base iron and the plating layer come into contact. According to one embodiment of the present invention, in the present invention, the interface between the base iron and the plating layer may mean a point where the Al content is 15%.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 부재는, 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 소지철의 두께 방향으로 원소의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지철의 공칭 탄소 함량(C0)의 80% 이하일 수 있다.In the member according to one embodiment of the present invention, when the element content is analyzed in the thickness direction of the base iron using a glow discharge spectrometer (GDS), the antimony (Sb) content in the antimony (Sb) enriched layer is the maximum. The carbon (C) content at the depth representing the value (Sb max ) may be 80% or less of the nominal carbon content (C 0 ) of the base iron.
Sb 농화층 내 Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소 함량은 표층 조직의 경도에 영향을 미치며, 굽힘성에 영향을 미친다. 한편, Sb 농화층 내에 Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소 함량이 공칭 탄소 함량(C0)의 80%를 초과하면 표층부 경도가 높아져 굽힘성이 열화될 수 있다. 다만, Sb 농화층 내에 Sb 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소 함량이 과도하게 낮을 경우, 표층부의 경도가 부족하여 내피로특성을 확보하기에 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 본 발명의 한가지 실시예로, 그 하한을 15%로 제한할 수 있다. The carbon content at the depth where the Sb content in the Sb enriched layer exhibits the maximum value (Sb max ) affects the hardness of the surface layer structure and affects the bendability. On the other hand, if the carbon content in the Sb enriched layer at the depth where the Sb content shows the maximum value (Sb max ) exceeds 80% of the nominal carbon content (C 0 ), the hardness of the surface layer may increase and the bendability may deteriorate. However, when the carbon content in the Sb enriched layer is excessively low at a depth where the Sb content has the maximum value (Sb max ), it may be difficult to secure fatigue resistance due to insufficient hardness of the surface layer. Therefore, in one embodiment of the present invention, the lower limit may be limited to 15%.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 부재에서, 계면으로부터 두께 방향으로의 Sb 및 C 함량의 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다. 상기 도 5의 x축은 소지철과 도금층의 계면으로부터의 깊이(μm)를 나타내고, y축은 원소의 함량(wt%)을 나타낼 수 있다. 도 5에서 나타난 바와 같이, 공칭 탄소 함량(C0)의 80%는 0.176%이다. 여기서, 공칭 탄소 함량(C0)은 0.22%로서, 앞서 설명한 바와 같이, 소지철의 두께 1/4~3/4 영역에서 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여 일정 두께(깊이)를 분석하여 얻어질 수 있다. 이 때, Sb 함량이 최대값을 나타내는 깊이에서 탄소의 함량은 공칭 탄소 함량(C0)의 80% 이하인 탄소 함량을 나타내는 것을 확인할 수 있다.5 schematically shows the profile of Sb and C contents in the thickness direction from the interface in a member according to an embodiment of the present invention. The x-axis of FIG. 5 may represent the depth (μm) from the interface between the base iron and the plating layer, and the y-axis may represent the element content (wt%). As shown in FIG. 5 , 80% of the nominal carbon content (C 0 ) is 0.176%. Here, the nominal carbon content (C 0 ) is 0.22%, and as described above, a certain thickness (depth) is analyzed using a glow discharge spectrometer (GDS) in the thickness range of 1/4 to 3/4 of the base iron. can be obtained At this time, it can be seen that the carbon content is 80% or less of the nominal carbon content (C 0 ) at the depth where the Sb content shows the maximum value.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 부재는 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.5 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.01 이상일 수 있다.A member according to one embodiment of the present invention may have an R value of 1.5 or more defined by the following
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지철의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base iron It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
열간 성형을 위해 도금강판을 가열하면 Sb 농화층의 Sb 농화 정도가 보다 심화될 수 있다. 열간 성형을 위한 열처리 시, Sb 농화층은 침투하는 확산성 수소를 효과적으로 방어하는 역할을 하며, 확산성 수소는 응력 발생 시, 결정립계 크랙 발생을 촉진하는 원인이 되므로, 이를 저감함으로써 굽힘성이 증가할 수 있다. 즉, 상기 관계식을 만족하지 못할 경우, 구체적으로, 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.5 미만이거나, 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.01 미만일 경우, 열간 성형 중 침투하는 확산성 수소를 충분히 방어하지 못하여 내충돌성이 열위해질 우려가 있다. 본 발명의 한가지 실시예에서 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.7 이상일 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 실시예에서 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.014 이상일 수 있다. 다만, R 값 또는 B 값이 과도하게 높을 경우, 부재 표층의 경도가 과도하게 높아져 굽힘성이 저하될 수 있으므로, 본 발명의 한가지 실시예에서 R 값의 상한을 6.4로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 실시예로, B 값의 상한을 0.5로 제한할 수 있다. When the plated steel sheet is heated for hot forming, the degree of Sb enrichment in the Sb enriched layer may be further intensified. During heat treatment for hot forming, the Sb enriched layer plays a role in effectively defending the penetrating diffusible hydrogen, and since the diffusible hydrogen promotes the generation of grain boundary cracks when stress occurs, the bendability can be increased by reducing it. can That is, when the above relational expression is not satisfied, specifically, when the R value defined in
본 발명의 일 측면에 따르는 부재는 상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 45~100μm의 영역은 연화율(β)이 2~7%일 수 있다.In the member according to one aspect of the present invention, a softening rate (β) may be 2 to 7% in a region having a depth of 45 to 100 μm in the thickness direction from the interface between the base iron and the plating layer.
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 45~100μm의 영역은 부재 표층부 경도에 영향이 있으며, 굽힘성에 영향을 미칠 수 있다.A region having a depth of 45 to 100 μm in the thickness direction from the interface between the base iron and the plating layer affects the hardness of the surface layer of the member and may affect bendability.
두께 방향으로 깊이 45~100μm까지 영역의 연화율이 2% 미만이면 표층부의 경도가 지나치게 높아져 굽힘성의 개선 효과가 낮아질 우려가 있다. 반면, 연화율이 7%를 초과하면 표층부의 경도가 지나치게 낮아지므로 내피로특성이 열화되는 문제가 발생할 수 있다.If the softening rate in the region from 45 to 100 μm in depth in the thickness direction is less than 2%, the hardness of the surface layer portion may be excessively high and the effect of improving the bendability may be reduced. On the other hand, if the softening rate exceeds 7%, the hardness of the surface layer portion is excessively low, and thus fatigue resistance may deteriorate.
본 발명에서 경도 연화율은 도 6에서 나타낸 바와 같이 측정할 수 있다. 도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 부재에서, 계면으로부터 두께 방향 깊이 45~100μm에서의 경도 연화율(β) 프로파일을 모식적으로 나타낸 것이다. 구체적으로, 비커스 경도(Vickers Hardness)를 측정하되 무게는 1kg를 적용하여 경도를 측정한다. 소지철 내부의 경도를 기준 경도(HO)로 하고, 이때, 기준 경도(HO)는 소지철의 두께 1/5 지점에서 측정할 수 있다. 도 6에서 y축은 기준 경도 값(H0)에 대한 해당 위치의 경도 값(H)의 비율(%)을 나타내고, x축은 계면으로부터 두께 방향으로의 거리(μm)를 의미한다. 도 6에서 볼 수 있듯이 0~100%를 y축의 범위로 하고, 계면으로부터 깊이 45~100μm를 x축의 범위로 한 사각형을 작도하였다. 상기 사각형에서 계면으로부터의 깊이에 따른 경도 값의 비율을 나타내는 경도 프로파일 곡선을 나타내어, 상기 사각형의 전체 면적에 대한 경도 프로파일의 사각형 내 위쪽 영역의 면적의 비율을 경도 연화율(β, %)로 정의할 수 있다. 계면에서 45μm 이내의 범위에서는 1kg를 적용한 비커스 경도(Vickers Hardness)의 압흔 혹은 영향 범위가 도금층 및 외부에 노출될 수 있어 정확한 경도 값을 얻기 힘들기 때문에 본 발명에서는 45~100μm의 깊이에서 경도 프로파일을 작성하고 이를 경도 연화율(β)에 활용하였다.In the present invention, the hardness softening rate can be measured as shown in FIG. 6 schematically shows a hardness softening rate (β) profile at a depth of 45 to 100 μm in the thickness direction from the interface in a member according to an embodiment of the present invention. Specifically, the Vickers hardness is measured, but the hardness is measured by applying a weight of 1 kg. The hardness inside the base iron is referred to as the reference hardness (HO ) , and at this time, the reference hardness ( HO ) can be measured at a point of 1/5 of the thickness of the base iron. In FIG. 6, the y-axis represents the ratio (%) of the hardness value (H) of the corresponding position to the reference hardness value (H 0 ), and the x-axis represents the distance (μm) from the interface in the thickness direction. As can be seen in FIG. 6, a rectangle with 0 to 100% as the range of the y-axis and a depth of 45 to 100 μm from the interface as the range of the x-axis was drawn. The hardness profile curve representing the ratio of hardness values according to the depth from the interface in the rectangle is shown, and the ratio of the area of the upper region within the rectangle of the hardness profile to the total area of the rectangle is defined as the hardness softening rate (β, %). can do. In the range within 45 μm from the interface, the indentation or influence range of Vickers hardness applied with 1 kg may be exposed to the plating layer and the outside, making it difficult to obtain an accurate hardness value. and used for the hardness softening rate (β).
다시 말해서, 본 발명의 경도 연화율(β)은 소지강판과 도금층의 계면으로부터 두께(깊이) 방향으로의 거리(μm)를 가로축으로 하고, 기준 경도 값(H0)에 대한 해당 위치의 경도 값(H)의 비율(%)을 세로축으로 하는 사각형에서, 상기 사각형의 전체 면적에 대한 경도 프로파일 곡선 위쪽 영역의 면적의 비율(%)을 의미한다.In other words, the hardness softening rate (β) of the present invention takes the distance (μm) in the thickness (depth) direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer as the horizontal axis, and the hardness value at the corresponding position relative to the reference hardness value (H 0 ) In a rectangle having the ratio (%) of (H) as the vertical axis, it means the ratio (%) of the area above the hardness profile curve to the total area of the rectangle.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 부재는 상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 미세조직으로 5면적% 미만의 페라이트를 포함할 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the member may include less than 5 area% of ferrite as a microstructure in a region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction.
상기 소지철과 상기 도금층 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역의 페라이트는 크랙의 전파를 촉진시키는 원인이 될 수 있다. 즉, 해당 영역에서 페라이트가 5% 이상이면 표층부 응력 발생 시, 상대적으로 연질인 페라이트에 국부적인 응력이 집중되며 크랙 전파를 촉진시켜 굽힘성 및 내피로특성이 열화될 수 있다. Ferrite in a region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction may be a cause of promoting crack propagation. That is, if ferrite is 5% or more in the corresponding region, when stress is generated in the surface layer, local stress is concentrated in relatively soft ferrite and crack propagation is promoted, thereby deteriorating bendability and fatigue resistance.
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 부재는 상기 소지철과 상기 도금층 계면으로부터 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 마르텐사이트를 주상으로 하고, 5면적% 미만의 페라이트, 잔부 상부 및 하부 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 본 발명에서는 미세조직 전체 분율에서 50% 이상의 면적 분율을 가지는 상을 주상으로 간주할 수 있다.In the member according to one embodiment of the present invention, a region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction has martensite as the main phase, less than 5 area% of ferrite, and the remainder including upper and lower bainite. can have an organization. In the present invention, a phase having an area fraction of 50% or more in the total microstructure fraction can be regarded as a main phase.
마르텐사이트의 분율이 부족할 경우, 본 발명에서 목적하는 물성이 미흡해질 수 있다. When the fraction of martensite is insufficient, physical properties desired in the present invention may be insufficient.
이하에서는, 본 발명의 도금강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the method for manufacturing a coated steel sheet according to the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면에 따르는 도금강판은 상술한 합금조성을 만족하는 냉연강판을 소둔 및 도금하여 제조될 수 있다. 여기서, 냉연강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 권취, 냉각 및 냉간압연하여 제조될 수 있다.A coated steel sheet according to one aspect of the present invention may be manufactured by annealing and plating a cold-rolled steel sheet satisfying the alloy composition described above. Here, the cold-rolled steel sheet may be manufactured by reheating, hot rolling, winding, cooling, and cold rolling a steel slab satisfying the alloy composition described above.
재가열reheat
본 발명의 한가지 실시예에 따르는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.A steel slab satisfying the alloy composition according to one embodiment of the present invention may be reheated to a temperature range of 1050 to 1300 ° C.
재가열 온도가 1050℃ 미만일 경우, 슬라브 조직이 충분히 균질화되지 않으므로 석출원소를 활용할 경우 재고용 시키기 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과할 경우, 과다한 산화층이 형성되어 산화층 제거를 위한 제조비용 증가를 초래하고 열간압연 후 표면 결함이 발생할 가능성이 있다.If the reheating temperature is less than 1050 ° C, the slab structure is not sufficiently homogenized, so it may be difficult to re-dissolve when using precipitated elements. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 ° C., an excessive oxide layer is formed, resulting in increased manufacturing costs for removing the oxide layer, and surface defects may occur after hot rolling.
열간압연hot rolled
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 압연할 수 있다.The reheated steel slab may be finished rolled in a temperature range of 800 to 950 ° C.
마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 이상역 압연이 진행되어 강판 표층부에 페라이트가 도입되며 판형상 제어가 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하면 결정립 조대화가 발생할 수 있다.If the finish-rolling temperature is less than 800° C., abnormal reverse rolling proceeds to introduce ferrite into the surface layer portion of the steel sheet, and it may be difficult to control the plate shape. On the other hand, if the temperature exceeds 950 ℃ grain coarsening may occur.
권취 및 냉각winding and cooling
상기 압연된 강을 500~700℃의 온도범위에서 권취 및 냉각할 수 있다.The rolled steel may be wound and cooled in a temperature range of 500 to 700 °C.
권취온도가 500℃ 미만이면 권취 시, 장력이 지나치게 높아짐으로 인해 열연 코일의 폭 형상 불량 및 설비 문제를 유발할 수 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하면 조대한 탄화물이 과다하게 형성되어 열간 성형 부재의 응력 발생 시, 크랙 발생이 촉진되므로 내충돌성이 떨어지는 문제점이 있을 수 있다. If the coiling temperature is less than 500 ° C., the tension may be excessively high during coiling, which may cause defects in the shape of the width of the hot-rolled coil and problems with equipment. On the other hand, if the temperature exceeds 700 ° C., coarse carbides are excessively formed, and cracks are promoted when stress is generated in the hot-formed member, so there may be a problem in that crash resistance is poor.
냉간압연cold rolled
상기 냉각된 강을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다.A cold-rolled steel sheet may be manufactured by cold-rolling the cooled steel at a reduction ratio of 30 to 80%.
본 발명에서는 냉간 압하율을 특별히 한정하지는 않지만, 소정의 목표 두께를 얻기 위하여 30~80% 범위 내에서 실시될 수 있다.In the present invention, the cold rolling reduction is not particularly limited, but may be carried out within a range of 30 to 80% in order to obtain a predetermined target thickness.
소둔Annealing
상기 냉연강판을 Ac1~Ac3의 온도범위에서 소둔할 수 있다. The cold-rolled steel sheet may be annealed in a temperature range of Ac 1 ~ Ac 3 .
상기 소둔 온도가 Ac1 미만일 경우, 냉간압연된 조직의 재결정이 충분히 완료되지 않으므로 판 형상이 불량할 수 있으며, 안티몬이 충분히 농화되지 않아 최종 부재에서 발명의 효과를 충분히 발현하기 어려울 수 있다. 반면, 그 온도가 Ac3을 초과할 경우, 소둔로 내 장비 문제를 유발하고, 표면 산화물 형성의 촉진으로 인해 표면에 결함을 유발할 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 소둔 온도의 하한은 750℃일 수 있다. 또한, 본 발명의 다른 한가지 실시예에서는 소둔 온도의 상한을 860℃로 제한할 수 있다. When the annealing temperature is less than Ac 1 , recrystallization of the cold-rolled structure may not be sufficiently completed, so the plate shape may be poor, and antimony may not be sufficiently concentrated, making it difficult to sufficiently express the effects of the invention in the final member. On the other hand, if the temperature exceeds Ac 3 , it may cause equipment problems in the annealing furnace and cause defects on the surface due to the promotion of surface oxide formation. According to one embodiment of the present invention, the lower limit of the annealing temperature may be 750 ℃. In addition, in another embodiment of the present invention, the upper limit of the annealing temperature may be limited to 860 ° C.
상기 소둔 시, 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 10,000~80,000s·g/m3일 수 있다.During the annealing, the product of the annealing time and the absolute humidity may be 10,000 to 80,000 s·g/m 3 .
상기 소둔 시, 산화 분위기를 형성하기 위하여 수소 가스, 수소-질소 혼합가스 등을 사용하여 분위기 및 습도를 조절할 수 있으며, 적절한 강판의 탈탄율을 획득하기 위하여 Ac1~Ac3 온도범위에서의 소둔 시간 및 절대 습도를 제어하는 것이 중요하다.During the annealing, the atmosphere and humidity may be adjusted using hydrogen gas, hydrogen-nitrogen mixed gas, etc. to form an oxidizing atmosphere, and annealing time in the Ac 1 ~ Ac 3 temperature range to obtain an appropriate decarburization rate of the steel sheet. and control of absolute humidity is important.
따라서, 상기 소둔 시, 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 10,000~80,000s·g/m3일 수 있다.Therefore, during the annealing, the product of the annealing time and the absolute humidity may be 10,000 to 80,000 s·g/m 3 .
소둔 시간과 절대 습도의 곱이 10,000s·g/m3 미만일 경우, 내부 산화에 따른 탈탄 반응이 충분하게 일어나지 않아, 목적하는 탈탄율을 얻기 어려우며, 부재에서의 과도한 탄소 농화로 인하여 내충돌성 개선효과를 기대할 수 없다. 반면, 그 값이 80,000s·g/m3를 초과할 경우, 강판 표면의 과도한 산화로 인하여 표면 산화물이 생성될 수 있으므로, 도금 시, 표면 결함을 유발할 우려가 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 소둔 시간이 100~200초일 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 절대 습도는 100~400g/m3일 수 있다.When the product of the annealing time and the absolute humidity is less than 10,000 s g/m 3 , the decarburization reaction due to internal oxidation does not occur sufficiently, making it difficult to obtain the desired decarburization rate, and the effect of improving crash resistance due to excessive carbon concentration in the member. can't expect On the other hand, if the value exceeds 80,000 s·g/m 3 , surface oxide may be generated due to excessive oxidation of the surface of the steel sheet, which may cause surface defects during plating. According to one embodiment of the present invention, the annealing time may be 100 to 200 seconds. Also, according to one embodiment of the present invention, the absolute humidity may be 100 to 400 g/m 3 .
또한, 강판의 표면 온도 기준으로, 상온에서 500℃까지의 평균 승온 속도를 2.7~10.0℃/s로, 500~700℃ 구간의 평균 승온 속도를 0.5~2.5℃/s로, 700℃에서 소둔 온도까지의 평균 승온 속도를 0.01~0.4℃/s로 제어할 수 있다.In addition, based on the surface temperature of the steel sheet, the average temperature increase rate from room temperature to 500 ℃ is 2.7 ~ 10.0 ℃ / s, the average temperature increase rate in the 500 ~ 700 ℃ section is 0.5 ~ 2.5 ℃ / s, annealing temperature at 700 ℃ The average temperature increase rate up to can be controlled to 0.01 ~ 0.4 ℃ / s.
강판의 표면 온도 기준으로, 상온에서 500℃까지의 평균 승온 속도를 2.7~10.0℃/s로 한정하는 것은 Sb 농화층을 확보하기 위한 것이다. 상온에서 500℃까지의 평균 승온 속도가 2.7~10.0℃/s를 벗어날 경우, 구체적으로, 2.7℃/s 미만이면, 농화층이 충분하게 형성되지 않는 문제점이 있으며, 10℃/s을 초과하면, 급속한 가열에 따른 강판의 폭 방향 온도 불균일도가 높아져 조직 차이 발생 및 라인 트러블 문제가 있을 수 있다. 강판의 표면 온도가 500~700℃인 구간에서는 소지철의 Sb 농화에 영향이 있을 수 있다. 즉, 해당 구간에서의 평균 승온 속도가 0.5~2.5℃/s를 벗어날 경우, Sb 농화층이 충분히 형성되지 않을 우려가 있다. 강판의 표면 온도가 700℃에서 목적하는 소둔 온도까지는 소지철에 Sb 농화층이 충분히 형성되는 온도로, 관계식 1, 2에 부합하는 Sb 농화층 및 강판 표면부 결함 방지를 위하여 평균 승온 속도가 0.01~0.4℃/s인 것이 바람직하다. Based on the surface temperature of the steel sheet, limiting the average temperature increase rate from room temperature to 500 ℃ to 2.7 ~ 10.0 ℃ / s is to secure the Sb enriched layer. If the average temperature increase rate from room temperature to 500 ° C is out of 2.7 ~ 10.0 ° C / s, specifically, if it is less than 2.7 ° C / s, there is a problem that the concentrated layer is not sufficiently formed, and if it exceeds 10 ° C / s, Due to the rapid heating, temperature non-uniformity in the width direction of the steel sheet increases, which may cause tissue differences and line troubles. In the section where the surface temperature of the steel sheet is 500 ~ 700 ℃, the Sb concentration of the base steel may be affected. That is, when the average temperature increase rate in the corresponding section is out of 0.5 ~ 2.5 ℃ / s, there is a possibility that the Sb enriched layer is not sufficiently formed. The temperature at which the surface temperature of the steel sheet is 700℃ to the desired annealing temperature is the temperature at which the Sb enriched layer is sufficiently formed on the base steel, and the average temperature increase rate is 0.01~ It is preferably 0.4°C/s.
도금Plated
상기 소둔된 냉연강판을 도금할 수 있다.The annealed cold-rolled steel sheet may be plated.
본 발명의 일 측면에 따르는 도금욕은 알루미늄 또는 알루미늄계 합금일 수 있다. A plating bath according to one aspect of the present invention may be aluminum or an aluminum-based alloy.
본 발명의 한가지 실시예에 따르면, 도금욕 조성으로 Al 외에 Si, Mg, Fe을 포함할 수 있으며, 경우에 따라서는 Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Zn 등을 포함할 수도 있다. 도금 시, 부착량은 특별히 제한하지 않고, 일반적인 범위 내의 부착량을 가질 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the plating bath composition may include Si, Mg, and Fe in addition to Al, and in some cases Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Zn or the like may also be included. During plating, the adhesion amount is not particularly limited, and may have an adhesion amount within a general range.
본 발명의 일 실시예로, 도금욕의 조성은 중량%로, Si: 5~11%, Fe: 5% 이하, Mg: 5% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Al 및 기타 불순물을 포함할 수 있다.In one embodiment of the present invention, the composition of the plating bath includes one or two or more selected from Si: 5 to 11%, Fe: 5% or less, Mg: 5% or less, in weight%, and the balance is Al and other impurities.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 도금 후 합금화 공정을 포함할 수 있으며, 합금화 공정은 특별히 한정하지 않으며, 통상의 조건으로 행할 수 있다.According to one embodiment of the present invention, an alloying process may be included after plating, and the alloying process is not particularly limited and may be performed under normal conditions.
이하에서는, 본 발명의 부재 제조방법에 대해 자세히 설명한다.Hereinafter, the member manufacturing method of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일 측면에 따르는 부재는 상술한 방법으로 제조되는 도금강판을 블랭크로 제조, 가열, 유지, 성형 및 냉각하여 제조될 수 있다. A member according to one aspect of the present invention may be manufactured by manufacturing, heating, holding, forming, and cooling a plated steel sheet manufactured by the above-described method into a blank.
블랭크 제조blank manufacturing
본 발명에서 제안하는 도금강판을 열간 성형을 위한 블랭크로 제조할 수 있다.The coated steel sheet proposed in the present invention can be manufactured as a blank for hot forming.
가열 및 유지heating and maintaining
상기 제조된 블랭크를 Ac3~975℃의 온도범위로 가열하고, 10~1000초 유지할 수 있다.The prepared blank may be heated to a temperature range of Ac 3 to 975 ° C and maintained for 10 to 1000 seconds.
상기 블랭크 가열 온도가 Ac3 미만일 경우, 이상역 구간에 따른 미변태된 페라이트의 존재로 인하여 강도 및 내충돌성을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 가열 온도가 975℃를 초과할 경우, 부재 표면에 과다한 산화물이 생성되어 점용접성의 확보가 어렵고 높은 온도 유지를 위한 제조 비용이 상승할 수 있다. 이후 가열된 블랭크는 상기 온도범위에서 10~1000초의 열처리 체류시간을 가지는 것이 바람직하다. 유지 시간이 10초 미만일 경우, 블랭크 전체에서의 균일한 온도 분포가 힘들어 위치별 재질 편차를 유발할 수 있다. 한편, 유지 시간 1000초를 초과할 경우, 가열 온도 초과 시와 같이 부재 표면에 과다한 산화물 생성 및 상호 확산층이 과도하게 성장하여 점용접성 확보가 어려운 뿐만 아니라 부재의 제조 비용 증가를 유발할 수 있다.When the blank heating temperature is less than Ac 3 , it may be difficult to secure strength and crash resistance due to the existence of untransformed ferrite according to the ideal range. On the other hand, when the heating temperature exceeds 975 ° C., excessive oxides are generated on the surface of the member, making it difficult to secure spot weldability and manufacturing costs for maintaining a high temperature may increase. Then, the heated blank preferably has a heat treatment residence time of 10 to 1000 seconds in the above temperature range. If the holding time is less than 10 seconds, it is difficult to uniform temperature distribution over the entire blank, which may cause material variation by location. On the other hand, if the holding time exceeds 1000 seconds, excessive oxide formation and excessive growth of the interdiffusion layer on the surface of the member, such as when the heating temperature is exceeded, making it difficult to secure spot weldability and increasing the manufacturing cost of the member.
성형 및 냉각forming and cooling
상기 가열된 블랭크를 성형 및 냉각할 수 있다.The heated blank may be molded and cooled.
상기 가열된 블랭크를 프레스로 이송하여 20℃/s 이상의 냉각속도로 열간 성형 및 다이??칭을 진행하여 최종 부재를 제조할 수 있다. 20℃/s 미만의 냉각속도에서는 냉각 중 페라이트 상이 도입되어 결정립계에 생성될 수 있으며, 이로 인해 강도 및 내충돌성을 열화시킬 수 있다. 본 발명의 한가지 실시예에 따르면 블랭크를 성형한 후 25℃/s 이상으로 냉각할 수 있다.A final member may be manufactured by transferring the heated blank to a press and performing hot forming and die quenching at a cooling rate of 20° C./s or more. At a cooling rate of less than 20° C./s, a ferrite phase may be introduced during cooling and may be formed at grain boundaries, thereby deteriorating strength and impact resistance. According to one embodiment of the present invention, the blank may be cooled at 25° C./s or more after molding.
이와 같이 제조된 본 발명의 도금강판은 표층 경도를 일정 수준 이하로 유지할 수 있으며, 열간 성형을 위한 블랭크 제작용 전단 시, 칼날 수명을 일정 수준 이상으로 유지시킬 수 있어 소모되는 비용을 감소시킬 수 있는 효과가 있다.The plated steel sheet of the present invention prepared as described above can maintain the surface layer hardness below a certain level, and when shearing for blank production for hot forming, the blade life can be maintained above a certain level, which can reduce consumption cost It works.
이와 같이 제조된 본 발명의 부재는 인장강도 및 굽힘각도의 곱이 80,000MPa·° 이상이고, 확산성 수소량이 0.2ppm 이하로, 내피로특성 및 굽힘성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.The member of the present invention manufactured as described above may have a product of tensile strength and bending angle of 80,000 MPa·° or more, an amount of diffusible hydrogen of 0.2 ppm or less, and excellent fatigue resistance and bendability.
본 발명에서는 내충돌성을 측정하기 위한 지표로 인장강도(TS)*굽힘각도(Bending Angle, BA)를 사용하였다. 내충돌성의 지표가 되는 굽힘각도는 인장강도의 영향을 받으며, 이는 반비례 경향을 가진다. 따라서, 인장강도와 굽힘각도의 곱(TS*BA) 값이 증가하면 내충돌성이 증가하게 된다. BA 값은 VDA238-100 규격에 따른 굽힘성 평가를 통하여 측정될 수 있으며, 최대 굽힘 강도에서 환산된 굽힘 외각으로 표현된다.In the present invention, tensile strength (TS) * bending angle (BA) was used as an index for measuring crash resistance. The bending angle, which is an indicator of crash resistance, is affected by tensile strength, which has an inversely proportional tendency. Therefore, as the value of the product of the tensile strength and the bending angle (TS*BA) increases, the crash resistance increases. The BA value can be measured through bendability evaluation according to the VDA238-100 standard, and is expressed as a bending outer angle converted from maximum bending strength.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through examples. However, it should be noted that the following examples are only for illustrating the present invention in more detail and are not intended to limit the scope of the present invention.
(실시예)(Example)
하기 표 1에 개시된 함량의 Sb를 포함하고, 0.22C-0.25Si-1.25Mn-0.2Cr-0.03Al-0.03Ti-0.0025B의 조성을 가지는 두께 40mm의 슬라브를 진공 용해하여 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃로 가열하고 1시간 유지 후, 900℃의 열간 압연 종료 온도로 열간압연을 행하였으며, 600℃의 온도로 권취하였다. 이후 산세공정을 행하고, 30~80%의 압하율로 냉간압연을 행하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉연강판을 Ac1~Ac3 온도에서 소둔하되, 소둔 시간(s) 및 절대습도(g/m3)를 조절하였고, 그에 따른 소둔 시간과 절대습도 곱의 값을 표 1에 나타내었다. 소둔 후, Al-9%Si-2%Fe 및 미량의 불순물로 이루어진 도금욕에 강판을 침지하여 도금을 수행하였다. A slab having a thickness of 40 mm having a composition of 0.22C-0.25Si-1.25Mn-0.2Cr-0.03Al-0.03Ti-0.0025B containing Sb of the content shown in Table 1 below was prepared by vacuum melting. After heating the slab to 1200 ° C. and holding for 1 hour, hot rolling was performed at a hot rolling end temperature of 900 ° C., and winding was performed at a temperature of 600 ° C. Thereafter, a pickling process was performed, and cold rolling was performed at a reduction ratio of 30 to 80% to manufacture a cold-rolled steel sheet. The cold-rolled steel sheet was annealed at Ac 1 ~ Ac 3 temperature, and the annealing time (s) and absolute humidity (g/m 3 ) were adjusted, and the values of the product of the annealing time and absolute humidity were shown in Table 1. After annealing, plating was performed by immersing the steel sheet in a plating bath composed of Al-9%Si-2%Fe and trace amounts of impurities.
번호Psalter
number
(s·g/m3)Annealing time/absolute humidity
(s g/m 3 )
하기 표 2에는 제조된 도금강판에 대하여, Sb 농화층, 미세조직, 탈탄율을 측정하여 나타내었다. 먼저, 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscopy)을 이용하여 계면 직하 조직을 관찰하여 펄라이트를 면적 분율을 측정하였다. 이때 모든 시편은, 펄라이트 면적 분율을 제외한 나머지 분율이 페라이트로 관찰되었다. 또한, 계면에서부터 소지강판 두께 방향으로 깊이 30μm까지 영역의 탄소 탈탄율을 측정하기 위하여 GDS850A (모델명, LECO사제), DC 및 RF 장비를 활용하였으며, 해당 장비를 통하여 얻은 탄소 프로파일을 통하여 탈탄율(α) 및 탄소 함량의 비율에 따른 깊이를 하기 표 2에 나타내었다. 글로우 방전 분광 분석기(GDS)를 이용하여, 관계식 1 및 2의 값과 안티몬 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소 함량을 측정하여 나타내었다. 더하여, 도금강판을 육안으로 관찰하여 미도금 영역 여부를 나타내었으며, 미도금 영역의 평균 지름이 1mm 이상을 만족하는 미도금 영역이 2개/m2를 초과하면 O, 그 미만이면 X로 표기하였다.In Table 2 below, the Sb enriched layer, microstructure, and decarburization rate of the manufactured plated steel sheet were measured and shown. First, the area fraction of pearlite was measured by observing the tissue directly below the interface using a scanning electron microscope (SEM). At this time, in all specimens, the remaining fraction except for the pearlite area fraction was observed as ferrite. In addition, GDS850A (model name, manufactured by LECO), DC and RF equipment were used to measure the carbon decarburization rate in the region from the interface to the depth of 30 μm in the thickness direction of the steel sheet, and the decarburization rate (α ) and the depth according to the ratio of carbon content are shown in Table 2 below. Using a glow discharge spectrometer (GDS), the values of
편
번
호city
side
th
like
(O,X)Unplated or not
(O,X)
(Sbmax)을 나타내는 깊이에서 탄소(C)
함량(wt%)The maximum antimony (Sb) content
Carbon (C) at a depth representing (Sb max )
Content (wt%)
(면적%)Pearlite fraction within 10 μm at the interface
(area%)
(α,%)Decarburization rate in the region from the interface to 30 μm
(α,%)
(μm)The point at which the ratio of carbon (C) content to the nominal carbon content (C 0 ) is 50%
(μm)
(μm)The point where the ratio of carbon (C) content to nominal carbon content (C 0 ) is 80%
(μm)
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지강판의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base steel sheet It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
미도금 영역이 관찰되지 않은 도금강판을 활용하여 열간 성형을 행함으로써 부재를 제조하였다. 열간 성형을 위한 열처리 온도 및 시간은 900℃, 360초이며, 열처리로에서 성형 프레스까지의 이송시간은 10초를 적용하였다.A member was manufactured by performing hot forming using a plated steel sheet in which no uncoated region was observed. The heat treatment temperature and time for hot forming were 900° C. and 360 seconds, and the transfer time from the heat treatment furnace to the molding press was 10 seconds.
하기 표 3에는 상기 열간 성형을 통하여 제조된 부재의 조직 및 특성을 상기 서술한 방법과 동일하게 측정하여 나타내었다. 부재의 도금층과 소지철의 계면으로부터 깊이 45~100μm 영역에서 1.0kg의 하중을 적용하여 Vickers 경도를 측정하였고, 도 6 및 전술한 방법을 이용하여 경도 연화율(β)을 기재하였다. 또한, TDA 장비(Thermal Desorption Analysis)(Bruker G8; 모델명)를 활용하여 확산성 수소량을 측정하였다. 구체적으로, 400℃까지 20℃/분의 속도로 승온하고, 확산성 수소 피크(peak)가 충분히 나오도록 일정 시간을 유지하여 확산 수소 커브(Curve)를 측정하였고, 이러한 커브를 적분하여 강 중 확산성 수소량을 구하였다.Table 3 below shows the structure and characteristics of the member manufactured through the hot forming by measuring in the same manner as described above. Vickers hardness was measured by applying a load of 1.0 kg in a depth of 45 to 100 μm from the interface between the plating layer of the member and the base iron, and the hardness softening rate (β) was described using FIG. 6 and the method described above. In addition, the amount of diffusible hydrogen was measured using TDA equipment (Thermal Desorption Analysis) (Bruker G8; model name). Specifically, the temperature was raised to 400 ° C. at a rate of 20 ° C. / min, and the diffusion hydrogen curve was measured by maintaining a certain time so that the diffusible hydrogen peak appeared sufficiently. The amount of sexual hydrogen was determined.
또한, 광학 현미경(Optical Microscopy)을 활용하여 소지철과 도금층의 계면으로부터 깊이 30μm 범위 내의 페라이트 면적 분율을 측정하여 표 3에 나타내었다. 이 때, 모든 시편들은 페라이트 면적 분율을 제외한 나머지 분율이 마르텐사이트로 관찰되었다. 더하여, JIS Z2275 규격을 적용하여 10,000,000회 이상의 반복 피로 실험을 진행하여 측정된 피로 한계(Fatigue limit) 강도를 측정하였고, 피로 한계 강도를 인장강도로 나눈 값이 0.25 이상이면 O, 0.25 미만이면 X로 표기하여 내피로특성을 확인하였다. 내충돌성 특성은 인장강도와 굽힘각도의 곱으로 나타내었으며, 인장강도 값은 JIS-5호 시편으로 ISO6892 규격에 의거 상온 인장시험을 통하여 측정하였다. 또한, 굽힘각도는 VDA238-100 규격에 따른 굽힘성 평가 방법에 따라 규격 내 명시되어 있는 최대 굽힘 강도에서 환산된 굽힘 외각으로 값을 기재하였다.In addition, the area fraction of ferrite within a depth of 30 μm from the interface between the base iron and the plating layer was measured using an optical microscope, and is shown in Table 3. At this time, all specimens were observed as martensite except for the area fraction of ferrite. In addition, by applying the JIS Z2275 standard, the fatigue limit strength measured by conducting more than 10,000,000 repeated fatigue tests was measured. It was marked to confirm the fatigue resistance. The crash resistance property was expressed as the product of the tensile strength and the bending angle, and the tensile strength value was measured through a tensile test at room temperature in accordance with the ISO6892 standard with a JIS-5 specimen. In addition, the bending angle was described as a value converted from the maximum bending strength specified in the standard according to the bendability evaluation method according to the VDA238-100 standard.
편
번
호city
side
th
like
(면적%)Ferrite fraction within 50 μm at the interface
(area%)
(β,%)Softening rate in the 45-100μm area at the interface
(β,%)
굽힘각도의
곱
(MP·°)tensile strength and
of bending angle
product
(MP °)
(O,X)Fatigue resistance properties
(O,X)
(ppm)diffusible hydrogen amount
(ppm)
[관계식 1] 
[관계식 2] 
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지철의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base iron It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
표 2 및 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우, 본 발명에서 제안하는 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보하였다.As shown in Tables 2 and 3, in the case of Inventive Examples 1 to 6 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention, the characteristics proposed in the present invention were satisfied, and the desired physical properties in the present invention were also secured.
비교예 1 및 2는 소둔 시, 소둔 시간과 절대습도의 곱이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달된 경우로, 도금강판의 탈탄율이 제안하는 범위를 벗어났다. 이로 인하여 부재의 경도 연화율이 낮아졌으며, 표층부의 과도한 탄소 농화로 인해 내충돌성이 열화되었다.In Comparative Examples 1 and 2, the product of the annealing time and the absolute humidity during annealing fell short of the range proposed in the present invention, and the decarburization rate of the coated steel sheet was outside the range suggested. As a result, the hardness softening rate of the member was lowered, and the crash resistance was deteriorated due to excessive carbon concentration in the surface layer.
비교예 3은 강 중 Sb 함량이 본 발명의 범위를 벗어나 Sb 농화층이 불충분하게 생성됨으로써 소둔 시, 과하게 내부산화가 발생하였고, 이로 인하여 열처리 후 부재에서의 경도 연화가 과하게 발생하고, 표층부에 페라이트가 다량 생성되면서 내피로특성이 열화되었다.In Comparative Example 3, the Sb content in the steel was outside the range of the present invention, and the Sb enriched layer was insufficiently formed, resulting in excessive internal oxidation during annealing, which resulted in excessive softening of hardness in the member after heat treatment, and ferrite in the surface layer. As a large amount of was produced, the fatigue resistance deteriorated.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 도금강판에서의 탄소 프로파일을 나타낸 것이다. 도 7의 발명예 1 및 3은 본 발명에서 제안하는 탈탄 제어가 충분히 이루어진 것을 확인할 수 있으며, 그 결과 인장강도와 굽힘각도의 곱 및 일정 수준 이상의 내피로특성이 확보되었다. 반면, 비교예 1은 깊이에 따른 탈탄이 충분히 이루어지지 않았으며, 비교예 3은 Sb 농화층의 불충분한 생성으로 인하여 과다한 탈탄이 발생하여 물성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 7 shows a carbon profile in a coated steel sheet according to an embodiment of the present invention. Inventive examples 1 and 3 of FIG. 7, it can be confirmed that the decarburization control proposed in the present invention was sufficiently performed, and as a result, the product of tensile strength and bending angle and fatigue resistance of a certain level or more were secured. On the other hand, in Comparative Example 1, decarburization was not sufficiently performed according to the depth, and in Comparative Example 3, excessive decarburization occurred due to insufficient generation of the Sb enriched layer, confirming that the physical properties were poor.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 3 및 비교예 3의 도금강판에서의 계면 직하 조직을 SEM으로 관찰한 사진이다. 발명예 3의 경우, 펄라이트가 2.9% 관찰되었으나, 비교예 3의 경우, 펄라이트가 1% 미만으로 관찰된 것을 확인할 수 있다.8 is a photograph of an SEM observation of the structure directly under the interface in the coated steel sheets of Inventive Example 3 and Comparative Example 3 according to an embodiment of the present invention. In the case of Inventive Example 3, 2.9% of pearlite was observed, but in the case of Comparative Example 3, it can be seen that less than 1% of pearlite was observed.
도 9는 본 발명의 발명예 3 및 비교예 3의 부재에서의 도금층 및 소지철 계면의 광학 사진이다. 발명예 3의 경우, 페라이트가 1% 미만으로 관찰되었으나, 비교예 3의 경우, 페라이트가 7.3%로 본 발명에서 목적하는 내피로특성을 확보하지 못하였다.9 is an optical photograph of an interface between a plating layer and a base iron in members of Inventive Example 3 and Comparative Example 3 of the present invention. In the case of Inventive Example 3, ferrite was observed to be less than 1%, but in the case of Comparative Example 3, the ferrite was 7.3%, and the fatigue resistance desired in the present invention was not secured.
비교예 4는 강 중 Sb 함량과 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 것으로, 부재에서의 확산성 수소량이 과도하여 굽힘성을 열화시킴으로써, 내충돌성 지표인 인장강도와 굽힘각도의 곱 값이 목적하는 수준에 미치지 못하였다.In Comparative Example 4, the product of the Sb content, the annealing time, and the absolute humidity in the steel is outside the range proposed in the present invention, and the amount of diffusible hydrogen in the member is excessive and deteriorates the bendability, thereby improving the tensile strength and The product value of the bending angle did not reach the desired level.
비교예 5 및 6은 소둔 시, 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 본 발명의 범위를 초과한 것으로, 소둔 시 표층부 산화가 심해져 Fe 산화물이 표층에 생성되었다. 그 결과, 도금 밀착성이 열화되어 미도금 현상이 발생하였다.In Comparative Examples 5 and 6, during annealing, the product of the annealing time and the absolute humidity exceeded the range of the present invention, and during annealing, oxidation of the surface layer was severe, and Fe oxide was generated on the surface layer. As a result, plating adhesion was deteriorated and a non-plating phenomenon occurred.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.Although the present invention has been described in detail through examples above, other types of embodiments are also possible. Therefore, the spirit and scope of the claims set forth below are not limited to the embodiments.
1: 도금층
2: Sb 농화층
21: Sb 농화층에 있어서, x축 (+)방향으로의 Sb 함량 상승 구간
22: Sb 농화층에 있어서, x축 (+)방향으로의 Sb 함량 하강 구간
3: Sb 농화층을 제외한 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 최초의 접촉 지점
100: GDS에 의한 Sb 함량선
200: Sb 농화층에서 Sb 함량 최대값인 지점1: plating layer
2: Sb enriched layer
21: Sb content increase section in the x-axis (+) direction in the Sb enriched layer
22: In the Sb enriched layer, the Sb content falling section in the x-axis (+) direction
3: base steel sheet excluding Sb enriched layer
10: Sb average content line of plating layer
11: The final contact point in the x-axis (+) direction of the Sb average content line of the plating layer and the Sb content line by GDS
30: Sb average content line of base steel sheet
31: the first contact point in the x-axis (+) direction of the Sb average content line of the base steel sheet and the Sb content line by GDS
100: Sb content line by GDS
200: Point at the maximum Sb content in the Sb enriched layer
Claims (25)
상기 소지강판은 내에 안티몬(Sb) 농화층을 포함하며,
글로우 방전 분광 분석기(Glow Discharge Spectrometer)를 이용하여 상기 소지강판의 두께 방향으로 원소의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지강판의 공칭 탄소 함량(C0)의 10~70%인 도금강판.
In weight percent, a base steel sheet containing 0.06 to 0.5% of carbon (C) and 0.01 to 0.1% of antimony (Sb) and a plating layer formed on the surface of the base steel sheet,
The base steel sheet includes an antimony (Sb) enriched layer therein,
When analyzing the element content in the thickness direction of the base steel sheet using a glow discharge spectrometer, the depth at which the antimony (Sb) content in the antimony (Sb) enriched layer shows the maximum value (Sb max ) A coated steel sheet in which the carbon (C) content in is 10 to 70% of the nominal carbon content (C 0 ) of the base steel sheet.
상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 30μm까지 영역의 탄소(C)의 탈탄율(α)이 14~35%인 도금강판.
The method of claim 1,
A coated steel sheet having a carbon (C) decarburization rate (α) of 14 to 35% in a region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 30 μm in the thickness direction.
상기 도금강판은 상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 1.5μm 초과, 6μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 50%인 지점이 존재하는 도금강판.
The method of claim 1,
The plated steel sheet has a point where the carbon (C) content is 50% of the nominal carbon content (C 0 ) at a depth of more than 1.5 μm and less than 6 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
상기 도금강판은 상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 6μm 초과, 15μm 미만인 깊이에 탄소(C) 함량이 상기 공칭 탄소 함량(C0)의 80%인 지점이 존재하는 도금강판.
The method of claim 1,
The coated steel sheet has a point where the carbon (C) content is 80% of the nominal carbon content (C 0 ) at a depth of more than 6 μm and less than 15 μm in the thickness direction from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
상기 도금강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.2 이상이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.008 이상인 도금강판.
[관계식 1]
[관계식 2]
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지강판의 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)
The method of claim 1,
The plated steel sheet has an R value of 1.2 or more defined in the following relational expression 1,
A coated steel sheet having a B value of 0.008 or more defined in the following relational expression 2.
[Relationship 1]
[Relationship 2]
(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is % by weight. In addition, Δt measures Sb max from the interface between the plating layer and the base steel sheet It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
상기 소지강판과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 10μm까지의 영역은 페라이트를 주상으로 하고, 1면적% 이상의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지는 도금강판.
The method of claim 1,
A coated steel sheet having a microstructure containing ferrite as a main phase and pearlite at 1 area% or more in a region from the interface between the base steel sheet and the plating layer to a depth of 10 μm in the thickness direction.
상기 소지강판은 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함하는 도금강판.
The method of claim 1,
The holding steel sheet contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance of the plated steel sheet containing iron (Fe) and impurities.
상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어지는 도금강판.
The method of claim 1,
The plating layer is a coated steel sheet made of aluminum or aluminum alloy.
상기 소지철은 내에 안티몬(Sb) 농화층을 포함하며,
글로우 방전 분광 분석기(Glow Discharge Spectrometer)를 이용하여 상기 소지철의 두께 방향으로 원소의 함량을 분석할 때, 상기 안티몬(Sb) 농화층 내에 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지철의 공칭 탄소 함량(C0)의 80% 이하인 부재.
In weight%, a base iron containing 0.06 to 0.5% of carbon (C) and 0.01 to 0.1% of antimony (Sb) and a plating layer formed on the surface of the base iron,
The base iron includes an antimony (Sb) enriched layer therein,
When analyzing the element content in the thickness direction of the base iron using a glow discharge spectrometer, the depth at which the antimony (Sb) content in the antimony (Sb) enriched layer shows the maximum value (Sb max ) A member whose carbon (C) content in is 80% or less of the nominal carbon content (C 0 ) of the base iron.
상기 부재는 상기 안티몬(Sb) 함량이 최대값(Sbmax)을 나타내는 깊이에서의 탄소(C) 함량이 상기 소지철의 공칭 탄소 함량(C0)의 15~80%인 부재.
The method of claim 9,
In the member, the carbon (C) content at a depth where the antimony (Sb) content exhibits the maximum value (Sb max ) is 15 to 80% of the nominal carbon content (C 0 ) of the base iron.
상기 부재는 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 1.5 이상이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 B 값이 0.01 이상인 부재.
[관계식 1]
[관계식 2]
(식에서, Sbmax는 Sb 농화층의 Sb 함량의 최대값을 나타내고, Sbcoat는 도금층 내 평균 Sb 함량을 나타내며, 단위는 중량%이다. 더하여, Δt는 도금층과 소지철이 접하는 계면으로부터 Sbmax를 측정한 지점 사이의 직선 거리를 나타내며, 단위는 μm이다.)
The method of claim 9,
The member has an R value of 1.5 or more defined in the following relational expression 1,
A member having a B value of 0.01 or more defined by the following relational expression 2.
[Relationship 1]
[Relationship 2]
(In the formula, Sb max represents the maximum value of the Sb content of the Sb enriched layer, Sb coat represents the average Sb content in the plating layer, and the unit is weight%. In addition, Δt measures Sb max from the interface where the plating layer and the base iron are in contact It represents the straight-line distance between points, and the unit is μm.)
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 45~100μm의 영역은 연화율(β)이 2~7%인 부재.
The method of claim 9,
A member having a softening rate (β) of 2 to 7% in a region of 45 to 100 μm in depth in the thickness direction from the interface between the base iron and the plating layer.
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 미세조직으로 5면적% 미만의 페라이트를 포함하는 부재.
The method of claim 9,
A member containing less than 5 area% ferrite in a microstructure in a region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction.
상기 소지철과 상기 도금층의 계면으로부터 상기 두께 방향으로 깊이 50μm까지 영역은 미세조직으로 마르텐사이트를 주상으로 하고, 5면적% 미만의 페라이트, 잔부 상부 및 하부 베이나이트를 포함하는 부재.
The method of claim 13,
The region from the interface between the base iron and the plating layer to a depth of 50 μm in the thickness direction has martensite as the main phase as a microstructure, and contains less than 5 area% ferrite and the remainder upper and lower bainite.
상기 소지철은 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함하는 부재.
The method of claim 9,
The base iron contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance being a member containing iron (Fe) and impurities.
상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어지는 부재.
The method of claim 9,
The plating layer is a member made of aluminum or an aluminum alloy.
상기 부재는 인장강도 및 굽힘각도의 곱이 80,000MPa·° 이상인 부재.
The method of claim 9,
The member is a member having a product of tensile strength and bending angle of 80,000 MPa ° or more.
상기 부재는 확산성 수소량이 0.2ppm 이하인 부재.
The method of claim 9,
The said member is a member whose diffusible hydrogen amount is 0.2 ppm or less.
상기 냉연강판을 Ac1~Ac3의 온도범위에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 냉연강판을 도금하는 단계를 포함하고,
상기 소둔 시, 소둔 시간과 절대 습도의 곱이 10,000~80,000s·g/m3이고,
상기 소둔 시, 강판의 표면 온도를 기준으로, 상온에서 500℃까지 평균 승온 속도가 2.7~10.0℃/s이고, 500~700℃ 구간의 평균 승온 속도가 0.5~2.5℃/s이고, 700℃에서 소둔 온도까지 평균 승온 속도가 0.01~0.4℃/s인 도금강판 제조방법.
Preparing a cold-rolled steel sheet containing 0.06 to 0.5% of carbon (C) and 0.01 to 0.1% of antimony (Sb), by weight;
Annealing the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac 1 ~ Ac 3 ; and
Including the step of plating the annealed cold-rolled steel sheet,
During the annealing, the product of the annealing time and the absolute humidity is 10,000 to 80,000 s g/m 3 ,
During the annealing, based on the surface temperature of the steel sheet, the average temperature increase rate from room temperature to 500 ℃ is 2.7 ~ 10.0 ℃ / s, the average temperature increase rate in the 500 ~ 700 ℃ section is 0.5 ~ 2.5 ℃ / s, at 700 ℃ A method for manufacturing a coated steel sheet having an average heating rate of 0.01 to 0.4 ℃/s to an annealing temperature.
상기 소둔 시, 소둔 시간은 100~200초이며, 절대 습도는 100~400g/m3인 도금강판 제조방법.
The method of claim 19
During the annealing, the annealing time is 100 to 200 seconds, and the absolute humidity is 100 to 400 g / m 3 Method for manufacturing a coated steel sheet.
상기 냉연강판은,
강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 온도범위에서 마무리 압연하는 단계;
상기 압연된 강을 500~700℃의 온도범위에서 권취 및 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계를 포함하는 도금강판 제조방법.
The method of claim 19
The cold rolled steel sheet,
Reheating the steel slab to a temperature range of 1050 to 1300 ° C;
Finish rolling the reheated steel slab in a temperature range of 800 to 950 ° C;
Winding and cooling the rolled steel in a temperature range of 500 to 700 ° C; and
Plated steel sheet manufacturing method comprising the step of cold rolling the cooled steel at a reduction ratio of 30 to 80%.
상기 강 슬라브는 탄소(C): 0.06~0.5%, 안티몬(Sb): 0.01~0.1%, 실리콘(Si): 0.001~2%, 망간(Mn): 0.1~4%, 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.001~1%, 크롬(Cr): 1.00% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 불순물을 포함하는 도금강판 제조방법.
The method of claim 19
The steel slab contains carbon (C): 0.06-0.5%, antimony (Sb): 0.01-0.1%, silicon (Si): 0.001-2%, manganese (Mn): 0.1-4%, molybdenum (Mo): 1.0 % or less, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.001 to 1%, Chromium (Cr): 1.00% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Titanium (Ti): 0.1% or less, boron (B): 0.01% or less, the balance iron (Fe) and a method for manufacturing a plated steel sheet containing impurities.
상기 도금 시, 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 도금하는 것인 도금강판 제조방법.
The method of claim 19
A method for manufacturing a coated steel sheet in which plating is performed with aluminum or an aluminum alloy during the plating.
상기 블랭크를 Ac3~975℃의 온도범위로 가열하고, 10~1000초 유지하는 단계; 및
상기 가열된 블랭크를 성형 및 냉각하는 단계를 포함하는 부재 제조방법.
Manufacturing the coated steel sheet according to any one of claims 19 to 23 into a blank;
heating the blank to a temperature range of Ac 3 to 975° C. and holding the blank for 10 to 1000 seconds; and
A member manufacturing method comprising forming and cooling the heated blank.
상기 냉각 시, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 부재 제조방법.
The method of claim 24
During the cooling, a member manufacturing method for cooling at a cooling rate of 20 ° C / s or more.
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