KR20230038631A - 내수소취성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법 - Google Patents
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- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
Abstract
본 발명은, 주로 자동차 차체 부품에 주로 사용되는 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 내수소취성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법을 제공한다.
Description
본 발명은 자동차 차체 부품에 주로 사용되는 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
열간 프레스 성형 부재는 최근 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있다. 특히, 초고강도 또는 에너지 흡수능이 크게 요구되는 범퍼, 도어 또는 필러 보강재 등에 활용될 수 있고, 이러한 열간 성형 기술에 관한 대표적인 기술로서는 특허문헌 1(미국 등록공보 6296805호)이 있다.
상기 특허문헌 1은 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 열간성형용 초고강도강을 적용할 경우, 고온에서 성형하기 때문에 복잡한 형상도 쉽게 성형이 가능하고, 금형 내 급냉에 따른 강도 상승을 통해, 고강도화에 따른 경량화 효과를 기대할 수 있다.
다만, 마르텐사이트 조직은 수소 취성에 낮은 저항성을 가지는 것으로 알려져 있다. 특히, 열간 성형 후 제조된 부품은 가열 후 급냉에 따른 잔류 응력이 존재하고, 강 중 확산성 수소량이 증가 시 수소 취성에 따른 지연 파괴가 우려되므로 부재 적용이 제한되는 단점을 가지고 있고, 이를 극복하기 위한 다양한 연구들이 수행되고 있다.
또한, 코일 제조 중의 공정 파라미터의 변화가 시트 내에서의 전체적 혹은 국부적인 기계적 특성 변화를 초래할 수 있으므로, 양호한 기계적 특성과 균질성을 가지는 시트 제조를 위한 특정 제조 파라미터 변화에 민감성이 적은 강 조성이 요구되며 수소 취성에 따른 지연 파괴 방지가 필요하다. 특히, 결정립계에 있는 확산성 수소는 응력 발생 시 결정립계 크랙 발생을 촉진하는 원인이 되므로, 열간 프레스 성형(혹은, 핫 스템핑) 후 강 중 확산성 수소량을 감소시킬 수 있는 방안을 고민하게 되었다.
본 발명의 일 측면은, 자동차 차체 부품에 주로 사용되는 열간 프레스 성형 부재에 있어서, 확산층 내 Al 및 Fe의 확산 속도를 불균일하게 함으로써, 도금층 내 커캔달 보이드(Kirkendall void)의 생성을 촉진시키고, 이로 인해 열간 성형 후 강 중에 잔존하는 확산성 수소량을 저감시켜서, 열간 프레스 성형 이후 내수소취성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
소지강판; 및
상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 도금층;을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하는, 열간 프레스 성형 부재를 제공한다.
[관계식 1]
9.5 ≤ DB2/DA2 ≤ 11.0
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 DB2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.25~0.45에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타내고, 상기 DA2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.01~0.2에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타낸다. 이 때, 상기 DFe는 철(Fe)의 확산 속도를 나타내고, 상기 DAl는 알루미늄(Al)의 확산 속도를 나타낸다.)
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, C: 0.02~0.5％, Si: 0.001~2％, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4％, P: 0.05％ 이하(0%는 제외), S: 0.02％ 이하(0%는 제외), N: 0.02％ 이하(0%는 제외), Ti: 0.1％ 이하(0%를 포함), B: 0.0001~0.01％, Mo: 1.00％ 이하(0%를 포함), V: 1.00％ 이하(0%를 포함), Ca: 0.01％ 이하(0%를 포함), Nb: 0.1％ 이하(0%를 포함), W: 1％ 이하(0%를 포함), REM: 0.3％ 이하(0%를 포함), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L·s가 되도록 산세 처리하는 단계;
상기 산세 처리된 강판을 하기 식 1 내지 식 3를 충족하도록 각 존(Zone)에 대한 평균 승온 속도를 제어하며 연속 소둔하는 단계;
상기 연속 소둔된 강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
상기 도금된 강판을 Ac3~950℃에서 1~1000초간 열처리한 후 열간 프레스 성형하는 단계;를 포함하고,
상기 연속 소둔 시, 700℃ 이상에서의 시간에 따른 열처리 넓이가 5,000℃·s ~25,000℃·s를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법을 제공한다.
[식 1]
1.5℃/s ≤ 존 1의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 10.0℃/s
[식 2]
0.5℃/s ≤ 존 2의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 1.0℃/s
[식 3]
0.01℃/s ≤ 존 3의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 0.4℃/s
(상기 식 1에 있어서, 존 1은 강판의 표면 온도가 500℃가 될 때까지인 구간을 말하고, 존 2는 강판의 표면 온도가 500℃에서부터 700℃가 될 때까지인 구간을 말하며, 존 3은 강판의 표면 온도가 최대 온도가 될 때까지의 구간을 말한다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 자동차 차체 부품에 주로 사용되는 열간 프레스 성형 부재에 있어서, 확산층 내 Al 및 Fe의 확산 속도를 불균일하게 함으로써, 도금층 내 커캔달 보이드(Kirkendall void)의 생성을 촉진시키고, 이로 인해 열간 성형 후 강 중에 잔존하는 확산성 수소량을 저감시켜서, 열간 프레스 성형 이후 내수소취성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 일 구현례인 실시예 1로부터 얻어지는 열간 프레스 성형 부재의 압연 방향에 수직인 방향으로의 단면 시편을 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 구현례에 따른 연속 소둔 단계에 있어서, 700℃ 이상의 열처리 구간에서의 시간에 따른 열처리 넓이(즉, 표층 농화 열처리 넓이)를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 구현례에 따른 열간 프레스 성형 부재의 도금층 내 lnC vs. x2의 그래프를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 구현례에 따른 연속 소둔 단계에 있어서, 700℃ 이상의 열처리 구간에서의 시간에 따른 열처리 넓이(즉, 표층 농화 열처리 넓이)를 모식적으로 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 구현례에 따른 열간 프레스 성형 부재의 도금층 내 lnC vs. x2의 그래프를 모식적으로 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 열간 프레스 성형의 열처리 시, 흡장되는 확산성 수소량을 줄이는 것이 수소 지연 파괴로 인한 결함유발을 억제할 수 있다는 것을 알게 되었다. 구체적으로, 열간 프레스 성형 시 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어지는 도금층을 갖는 블랭크를 가열하는 단계 중에, 열처리로 안에 존재하는 수증기가 블랭크 표면에서 흡착된다. 이어서, 물이 해리되면서 발생되는 수소는 고온에서 수소 용해도가 높은 오스테나이트 상을 가지는 동안 강 중에 흡장된다. 그런데, 열간 프레스 성형에 의한 급격한 냉각이 발생하여 마르텐사이트 상으로 변화하면 수소의 용해도는 급격히 떨어지게 되고, 도금층이 합금화되면서 형성된 합금 도금층은 수소를 방출하기 힘들도록 막는 방해물 역할을 하게 된다.
따라서, 상당량의 확산성 수소 함량이 강 중에 남게 되고, 이에 따라 수소 지연 파괴로 인한 크랙 생성 가능성이 높아진다. 그러므로, 열처리 시 흡장되는 확산성 수소량을 줄이는 것이 결함 억제를 위해 중요한 요소이다.
이에 따라, 본 발명자들은 예의검토한 결과, 소지철 표면에 다양한 농화층을 형성시키게 되면, 도금층 내에 커캔달 보이드(Kirkendall void)를 일정 수준 이상 형성시킬 수 있다는 점을 확인하였다. 이렇게 생성된 커캔달 보이드는 열간 프레스 성형간 강 중으로 침투하는 수소를 트랩(trap)함으로써, 강 중에 확산되는 확산성 수소을 효과적으로 막아 주어 그 함량을 감소시킬 수 있다는 점을 확인하였고, 궁극적으로 내수소취성이 향상되는 효과를 기대할 수 있을 것으로 판단하였다.
또한, 내수소취성의 확보를 위하여 발명자들은 열간 성형 부재의 확산성 수소량은 0.25 ppm 이하의 수준을 만족하여야 우수한 내수소취성을 확보할 수 있는 점을 발견하였다. 이는 0.25 ppm 이하의 확산성 수소량을 가지는 부품은 120시간 동안 동일 항복 강도의 응력을 부가하여 굴곡으로 시편이 응력을 받더라도 부품의 균열을 발생시키지 않기 때문이다.
이하에서는 본 발명의 일 측면에 따른 [열간 프레스 성형 부재]에 대하여 상세하 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 열간 프레스 성형 부재는, 소지강판; 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 도금층을 포함한다.
먼저, 본 발명의 예시적인 소지강판의 합금조성에 대하여 이하에서 설명하나, 소지강판의 합금조성을 특별히 한정하는 것은 아니다. 본 발명에서 각 원소를 함량으로 나타낼 때 특별히 한정하지 않는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다.
탄소(C): 0.02~0.5중량%
상기 C는 열처리 부재의 강도를 상향시키고 경화능을 향상시키는 원소로서, 강도 조절을 위해 필수적인 원소로 적정하게 첨가되어야 한다. C 함유량이 0.02% 미만에서는 경화능이 낮아 충분한 강도를 확보하기 힘들어 열간 프레스 부재에 적용하기 힘드므로, 0.02% 이상 첨가되어야 한다. 또한, 그 함량이 0.5%를 넘게 되면 강도가 과하게 상승되어 취성을 유발할 수 있고 용접성이 열위해지므로, 그 상한은 0.5% 이하로 한다.
실리콘(Si): 0.001~2중량%
상기 Si는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 하고, 고용강화 원소이자 탄화물 생성 억제 원소로써 내부 조직 균일화에 효과적일 뿐만 아니라, 열간 프레스 성형 부재의 강도 상승에 기여하며 재질 균일화에 효과적인 원소로서 첨가된다. 다만, 그 함유량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, Si함량 제어를 위한 공정 비용이 과다하게 발생하며, Si 함량이 2% 초과하게 되면 소둔 중 강판 표면에 생성되는 과도한 Si 산화물로 인하여 도금성이 크게 저하되기 때문에 2% 이하를 첨가한다.
망간(Mn): 0.1~4 중량%
상기 Mn은 고용강화 효과로 인하여 원하는 강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라 경화능 향상을 통하여 열간 프레스 성형시 페라이트 형성을 억제하기 위하여 첨가될 필요가 있다. Mn 함유량이 0.1% 미만에서는 충분한 경화능 효과를 얻기 힘들고 부족한 경화능 위해서 다른 고가의 합금원소가 과다하게 필요하여 제조원가가 크게 증가하는 문제가 발생한다. 또한, Mn 함량이 4%를 넘게 되면, 미세조직상 압연방향으로 배열된 밴드(band)성 조직이 심화되어 내부 조직의 불균일성을 유발하게 되고 이에 따른 내충돌성을 열위시킬 수 있으므로 4% 이하를 첨가한다.
인(P): 0.05 중량% 이하 (0%는 제외)
상기 P는 강 중 불순물로 존재하며 그 최대 함량이 0.05%를 초과하면 열간성형 부재의 용접성 및 고온 입계 편석에 따른 재질 물성이 열화되므로 그 상한을 0.05%로 한다. 다만, 불순물로서 불가피하게 포함되는 점을 감안하여 상기 P 함량의 하한은 0%를 제외하고, 혹은 0.5ppm일 수 있다.
황(S): 0.02 중량% 이하 (0%는 제외)
상기 S는 불순물로서, 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이기 때문에 최대함량을 0.02%로 한정한다. 다만, 불순물로서 불가피하게 포함되는 점을 감안하여 상기 S 함량의 하한은 0%를 제외하고, 혹은 1ppm일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.001~1중량%
상기 Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다. Al 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 얻기 어려울 뿐만 아니라 Al 함량 제어를 위한 제조 공정 비용이 과다하게 투입되어 바람직하지 않다. 또한, 그 함량이 1%를 초과하게 되면 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN 석출물에 따른 고온연성이 떨어져, 슬라브 크랙이 발생하여 제조상 문제를 유발할 수 있으므로 그 상한을 1%로 한다.
질소(N): 0.02 중량% 이하(0%는 제외)
상기 N은 강 중에 불순물로 포함된다. 다만, N 함량이 0.02% 초과하게 되면 첨가된 Al과 같이 AlN 형성에 따른 슬라브 크랙이 발생하기 쉬워지므로 그 상한을 0.02%로 한다. 다만, 불순물로서 불가피하게 포함되는 점을 감안하여 상기 N 함량의 하한은 0%를 제외하고, 혹은 1ppm일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하 (0% 포함)
상기 Ti는 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보를 위하기 위한 B가 화합물이 되지 않도록 보호해주는 역할을 한다. 따라서, 전술한 효과를 확보하기 위하여 선택적으로 첨가될 수 있고, 상기 Ti의 첨가에 의한 TiC 석출물 형성을 통하여, 석출강화 및 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1% 초과하게 되면 오히려 조대한 TiN이 다량 형성되며 강의 재질을 열위하게 하므로 그 상한은 0.1%로 한다.
붕소(B): 0.0001~0.01%
상기 B은 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소로서, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 불순물인 P 또는/및 S의 입계편석에 따른 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. 그러나, B의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 공정 비용이 투입되어 바람직하지 않다. 또한, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Fe23CB6 복합화합물의 형성으로 열간압연에서 취성을 야기시킬 수 있기 때문에 그 상한을 0.01%로 한다.
몰리브덴(Mo): 1.00％ 이하(0%를 포함)
상기 Mo은 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소로서 선택적으로 포함할 수 있고, 제조 비용이 과다해지는 문제를 억제하고자 그 첨가량의 상한은 1.00%일 수 있다.
바나듐(V): 1.00％ 이하(0%를 포함)
상기 V은 탄화물을 형성시켜서 결정립계를 감소시켜서 내수소취성을 개선시킬 수 있는 원소로서 선택적으로 포함할 수 있고, 제조 비용이 과다해지는 문제를 억제하고자 그 첨가량의 상한은 1.00%일 수 있다.
칼슘(Ca): 0.01％ 이하(0%를 포함)
Ca는 제강 시 P 및 S를 일정 수준 제거시켜 강 청정도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로서 선택적으로 포함할 수 있고, 제조 비용이 과다해지는 문제를 억제하고자 그 첨가량의 상한은 0.01%일 수 있다.
네오븀(Nb): 0.1％ 이하(0%를 포함)
Nb은 탄화물을 형성시켜서 결정립계를 감소시켜서 내수소취성을 개선시킬 수 있는 원소로서 선택적으로 포함할 수 있고, 제조 비용이 과다해지는 문제를 억제하고자 그 첨가량의 상한은 0.1%일 수 있다.
텅스텐(W): 1％ 이하(0%를 포함)
W은 탄화물을 형성시켜서 결정립계를 미세하게 만들어 내수소취성을 개선시킬 수 있는 원소로서 선택적으로 포함할 수 있고, 제조 비용이 과다해지는 문제를 억제하고자 그 첨가량의 상한은 1%일 수 있다.
희토류 원소(REM): 0.3％ 이하(0%를 포함)
희토류 원소(REM; Rare Earth Metals)은 제강 시 포함될 수 있는 원소로서, 선택적으로 포함할 수 있다. 다만, 희토류 원소의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 REM이 결정립계에 과도하게 편석되어, 내수소취성이 열화될 수 있으므로, 희토류 원소의 함량을 0.3% 이하로 할 수 있다.
1군 원소: 0.005~1중량%
상기 소지강판은 Sb, Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 각각 독립적으로 0.005중량%~1중량% 더 포함할 수 있다.
상기 1군 원소를 첨가하는 경우, 열간 프레스 성형 부재의 도금층에 있어서, 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터 도금층 측 방향의 표층 영역에 상기 1군 원소의 농도가 농화되는 영역이 존재할 수 있다. 이러한 1군 원소의 농화 영역이 형성됨에 따라 고온 열처리 시 상호 확산되는 알루미늄(Al)과 철(Fe)의 확산 속도를 불균일하게 만들어, 열간 프레스 성형 후 도금층 내 커캔달 보이드의 형성을 촉진시키는 역할을 한다. 따라서, 상기 각 1군 원소의 함량이 0.005% 미만이면, 농화층이 충분히 형성되지 않아 상기 기술한 커캔달 보이드의 생성이 충분히 일어나지 않아 내수소취성 개선 효과를 기대하기 힘들 수 있다. 반면, 상기 각 1군 원소의 함량이 1%를 초과하면, 합금철 비용이 증가할 뿐만 아니라 도금층 내 보이드의 생성이 지나치게 과도하게 형성되어 열간 성형간 가해지는 응력에 따른 도금 박리로 인하여 도장 내식성의 열화가 발생할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 효과를 보다 개선하는 취지에서, 상기 1군 원소 중에서, Sb, Sn, As 및 Bi로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 각각 독립적으로 0.005~0.1% 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 효과를 보다 개선하는 취지에서, 상기 1군 원소 중에서, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 각각 독립적으로 0.05~1% 포함할 수 있다.
상술한 성분 이외의 잔부는 철(Fe)이고, 열간 프레스 성형용 강판에 포함될 수 있는 성분이라면, 특별히 추가적인 첨가를 제한하지 않는다. 또한, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도하지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명에서 상기 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 종래 열간 성형용 도금 강판에 적용되는 도금층이라면 본 발명에도 제한없이 적용될 수 있다.
다만, 일례로서, 상기 도금층은 알루미늄 또는 알루미늄 합금 도금층일 수 있고, 바람직하게 상기 도금층은 Si: 6~12%, Fe: 4% 이하(0% 포함), 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
혹은, 또 다른 일례로서, 용융 도금층인 경우, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Al-Si 도금층, 용융 Al-Si-Mg 도금층, 용융 Al-Zn 도금층, 용융 Al-Mg 도금층 등을 적용할 수 있다. 합금화 용융 도금층으로서는, 합금화 용융 알루미늄 도금층, 합금화 용융 Al-Si 도금층, 합금화 용융 Al-Si-Mg 도금층, 합금화 용융 Al-Zn 도금층, 합금화 용융 Al-Mg 도금층 등이 예시된다. 도금층에는 Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Mg, Be, Li, Na 중 적어도 하나 이상이 포함되는 경우도 있다. 도금층의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 일반적인 범위 내의 부착량으로 한다.
한편, 상기 열간 프레스 성형 부재는, 하기 관계식 1을 충족할 수 있다.
[관계식 1]
9.5 ≤ DB2/DA2 ≤ 11.0
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 DB2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.25~0.45에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타내고, 상기 DA2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.01~0.2에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타낸다. 이 때, 상기 DFe는 철(Fe)의 확산 속도를 나타내고, 상기 DAl는 알루미늄(Al)의 확산 속도를 나타낸다.)
한편, 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.25~0.45에 해당하는 영역 또는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.01~0.2에 해당하는 영역에서의 철(Fe) 및 알루미늄(Al) 각각에 대한 확산 속도(Diffusivity)는, 하기 관계식 A를 이용하는 당해 기술분야에서 알려진 통상의 방법을 통해 구할 수 있으므로, 본 발명에서는 이를 특별히 한정하지 않는다.
[관계식 A]
(상기 관계식 A에 있어서, C는 철(Fe) 및 알루미늄(Al) 중 각 원소에 대한 원자 함량비를 나타내고, A는 상수이며, x는 도금층 표면으로부터 특정 위치에서의 두께방향으로의 깊이(cm)를 나타내고, D는 확산 속도(cm2/s)를 나타내고, t는 시간(s)을 나타낸다.)
구체적으로, 상기 관계식 A와 같이 확산 속도(Diffusivity; 하기 관계식 1-2 중의 'D'에 해당)를 구하는 통상의 관계식을 이용하되, 동일한 시간 내에서(즉, t 동일 조건에서)의 lnC vs. x2의 그래프를 플롯(plot)하였을 때의 기울기(-1/4 ×D×t)를 구한 후, 그 기울기 값으로부터 확산 속도(D)를 구할 수 있다.
전술한 lnC vs. x2의 그래프의 예시를 도 3에 나타내었다. 확산 속도의 측정을 위한 세부적인 방법은 다음과 같다. 우선, 글로우 방전 분광법(GDS)을 활용하여, 열간 프레스 성형 부재에서의 알루미늄(Al) 및 철(Fe)의 함량 변화 프로파일을 측정한다. 이때, 도 3에 'A2'로 도시된 부분은 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.01~0.2에 해당하는 영역(즉, Al의 원자% 함량이 1~20%인 영역)을 나타낸다.
또한, 도 3에 'B2'로 도시된 부분은 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.25~0.45에 해당하는 영역(즉, Al의 원자% 함량이 25~45%인 영역)을 나타낸다.
다시 말해, Al 및 Fe의 각 원소에 대한 함량 변화 프로파일을 측정한 후, 전술한 기준으로, 도 3의 A2 및 2 각 부분에서 lnC vs. x2의 Al 및 Fe 함량 그래프를 플롯(polt)하여 기울기를 각각 측정하였고, 이로부터 A2 부분에서의 Al 및 Fe의 각 원소에 대한 확산 속도를 구하고, B2 부분에서의 Al 및 Fe의 각 원소에 대한 확산 속도를 구할 수 있다. 이로부터, 상기 B2 부분에서의 DFe/DAl의 절대값인 DB2와, A2 부분에서의 DFe/DAl의 절대값인 DA2을 구함으로써, 상기 관계식 1의 값인 DB2/DA2을 구할 수 있다. 상기 관계식 1로부터 정의되는 DB2/DA2의 값이 9.5 미만인 경우, 커캔달 보이드가 일정 수준 이상으로 생성되지 않아, 열간 프레스 성형 중 침투하는 수소를 효과적으로 트랩하기 어려워 강 확산성 수소량을 높이고, 부재의 내수소취성이 열화되는 문제가 생길 수 있다. 반면, 상기 관계식 1로부터 정의되는 DB2/DA2의 값이 11.0을 초과하면, 커캔달 보이드가 과다하게 형성될 수 있고, 열간 프레스 성형 시 가해지는 응력으로 인해 도금 박리가 발생하여 내식성이 열화될 수 있다.
본 명세서에 있어서, DB2 및 DA2는 열처리 간 Al과 Fe가 각각의 상에서 상호 확산하는 확산 속도를 의미하는 것으로서, 상기 DB2/DA2의 값이 높아지면 B2 및 A2 부분 내 Fe/Al 확산 속도의 불균일을 유발시킴으로써 B2 및 A2 부분의 계면에 커캔달 보이드의 생성을 촉진시킬 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 열간 프레스 성형 부재에 있어서, 상기 소지강판의 미세조직은, 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있고, 혹은 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상으로 이루어질 수도 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 열간 프레스 성형 부재는, 상기 도금층에 있어서, 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터 20㎛ 이내의 영역에 존재하는 직경이 0.5㎛~5㎛인 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 7개/1000㎛2~100개/1000㎛2를 충족한다.
전술한 1군 원소 및 불순물의 첨가로 인하여 생성되는 소지철과 도금층 계면으로부터 도금층 측 방향으로 커캔달 보이드가 형성된다. 이렇게 형성된 커캔달 보이드 중에, 소지철과 도금층 계면으로부터 (도금층 측 방향으로) 20㎛ 이내의 영역에 형성된 일정 크기의(즉, 직경이 0.5㎛~5㎛인) 커캔달 보이드는 열간 프레스 성형 중, 강 중으로 침투하는 확산성 수소의 양을 저감시킴으로써, 열간 성형 후 부재에서 발생할 수 있는 수소취성을 억제하는 역할을 한다. 즉, 직경이 0.5㎛ 미만인 커캔달 보이드는 열간 프레스 성형을 위한 열처리 시 흡장되는 수소의 트랩을 효과적으로 이루지 못하여, 내수소취성의 개선 효과가 미미하다. 또한, 직경이 5㎛ 초과인 커캔달 보이드는 결함으로 작용하여 도금 박리를 유발시키고 열간 성형간 부분적인 도금 박리로 인하여 도장 내식성을 열화시킨다.
이에, 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 일정 크기의 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수를 적정 범위로 함으로써, 우수한 내수소취성 및 도장 내식성을 확보할 수 있음을 알게 되었다. 구체적으로, 상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수가 8개/1000㎛2 미만이면, 침투하는 확산성 수소를 충분히 막지 못하여 부재가 수소취성에 취약해지는 문제가 있다. 반대로, 100개/1000㎛2를 초과하면 열간 프레스 성형간 가해지는 응력으로 인하여 도금 박리가 발생하여 부재의 내식성이 열화되는 문제가 발생한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 효과를 보다 개선하는 취지에서, 상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수의 하한은 10개/1000㎛2일 수 있고, 혹은 18개/1000㎛2일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 효과를 보다 개선하는 취지에서, 상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수의 상한은 95개/1000㎛2 일 수 있고, 혹은 92개/1000㎛2일 수 있다.
한편, 상기 커캔달 보이드에 대해서는 당해 기술분야에서 알려진 내용을 동일하게 적용 가능하므로, 본 명세서에서는 별도로 정의하지 않는다.
본 명세서에 있어서, 상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수를 측정하는 방법에 대하여 특별히 한정하는 것은 아니나, 일례로서 주사 전자 현미경(SEM; Scanning Electron Microscopy)을 활용하여 조직의 단면(예를 들어, 압연방향에 수직인 방향으로 시편을 채취)을 관찰함으로써 측정 가능하다.
이 때, 소지강판 및 도금층의 계면에 대한 구분은 SEM/OM 관찰을 통한 대조(Contrast) 차이로도 구분할 수 있으나, SEM-EDS, EPMA 등을 통한 성분 분석으로도 구분이 가능하다. 즉, 라인 프로파일(Line profile) 등을 통하여 소지강판-도금층을 관통하게 측정하였을 때, 소지강판 및 도금층의 계면은 Al함량이 2 중량%인 지점으로 정할 수 있고, 2%를 초과하면 도금층으로, 2% 이하이면 소지철로 구분할 수 있다.
한편, 전술한 상기 소지강판과 도금층을 구분하는 게면의 계면선으로부터 도금층 측 방향으로 20㎛ 떨어진 평행선을 그렸을 때, 도 1과 같이, 상기 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터 20㎛ 이내의 영역에 존재하는 검은 콘트라스트(contrast)를 가지는 부분을 커캔달 보이드로 특정할 수 있다.
또한, 본 명세서에 있어서, 상기 커캔달 보이드의 직경은 각 커캔달 보이드에 대하여 동일한 면적을 갖는 이상적인 원을 가정하였을 때의 원상당 직경을 의미한다.
또한, 상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수의 측정 방법에 대하여 특별히 한정하지 않고, 통상적인 방법을 이용하여 측정할 수 있다. 예를 들어, 1000㎛2 면적을 갖는 복수의 시편(예를 들어, 3개)을 채취한 후, 각 시편의 1000㎛2 면적 내 완전히 포함되는 커캔달 보이드의 개수를 측정한 후 이들의 평균값을 구함으로써, 전술한 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수를 측정 가능하다. 다만, 전술한 복수의 시편 개수는 2개 이상이기만 하면 충분하므로, 그 개수를 특별히 한정하지 않는다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 열간 프레스 성형 부재에 있어서, 상기 소지강판은 Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소(즉, 하기 관계식 2에서의 X에 해당)를 더 포함하고, 상기 열간 프레스 성형 부재는 하기 관계식 2를 충족할 수 있다.
[관계식 2]
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 Xcoat는 상기 도금층 내 평균 X 함량을 나타낸다. 상기 Xmax는 상기 도금층 내 X 함량의 최대값을 나타낸다. 또한, 상기 X는 Sb, Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 나타낸다.)
전술한 Xcoat 및 Xmax는 함량을 나타내는 단위로서, 상기 관계식 2의 계산 시에 서로 단위가 통일되기만 하면 충분하므로 그 단위를 특별히 한정하지는 않고, 일례로서 중량%일 수 있다. 상기 Xcoat 및 Xmax의 측정 방법 역시 특별히 한정하지 않는다.
다만, 일례로서, 글로 방전 분광법(GDS)을 활용하여 도금층 표면의 어느 한 지점으로부터 소지강판 측 두께 방향으로 1군 원소의 함량 변화를 분석함으로써 측정 가능하다. 이 때, 상기 관계식 2의 값은, 어느 하나의 1군 원소에 대하여 개별적으로 각 원소들이 충족하는 것임에 유의할 필요가 있다.
상기 도금층 내 평균 X 함량인 Xcoat는 GDS 프로파일에 있어서, 도금층 표면으로부터 소지강판과 도금층의 계면까지의 영역을 두께 방향으로(예를 들어, 압연 방향에 수직인 방향으로) 동일한 간격으로 나누었을 때, 각 지점에서의 X 함량들에 대한 평균값을 구함으로써 측정 가능하다. 이 때, 상기 소지강판과 도금층의 계면은 GDS 프로파일 상의 Al 함량이 2 중량%인 지점으로 정할 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 열간 프레스 성형 부재가 전술한 관계식 2를 충족하지 못하는 경우, 열간 성형 중 Fe와 Al 확산 구배 차이를 충분하게 만들지 못하여 도금층 내 커캔달 보이드의 형성을 충분히 촉진시키기 어려울 수 있다. 이에 따라, 강 중 확산성 수소량 저감 효과를 발휘하기 어려워 발명의 효과의 확보를 기대하기 어려울 수 있다.
다음으로, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 [열간 프레스 성형 부재의 제조방법]에 대하여 설명한다.
슬라브 재가열
먼저 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1050℃ 미만이면, 슬라브 조직이 충분히 균질화되지 않으므로, 석출원소를 활용할 경우 재고용시키기 어렵다. 반면, 재가열 온도가 1300℃ 초과이면, 과다한 산화층이 형성되어 산화층 제거를 위한 제조비용 증가를 초래하고 마무리압연 후 표면 결함이 발생할 가능성이 높아진다.
마무리 압연
재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만에서는 이상역 압연이 진행되어, 강판 표층부에페라이트가 도입되며 판형상 제어가 어렵다. 반면, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 열연 결정립 조대화가 발생할 수 있다.
권취
마무리 압연 종료 후, 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취한 후 냉각하여 열연 코일을 제조한다. 권취 온도가 500℃ 미만이면, 강판의 전체 혹은 부분적으로 마르텐사이트가 형성되어 코일의 형상 제어가 어려울 뿐만 아니라 열연강판의 과다한 강도 상승으로 이후 냉간 압연성이 떨어지는 문제가 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하면, 조대한 탄화물이 과다 형성되고, 열간성형 부재의 응력 발생시 크랙 발생이 촉진되므로, 내충돌성이 떨어지는 문제가 있다.
산세 처리
취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L·s이 되도록 산세 처리한다. 전술한 재가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 거친 강판으로서, 전술한 1군 원소를 첨가하는 경우 이들의 농화 영역이 도금층 내 형성되는 데, 산세 처리 공정에서 산의 농도 및 산세시간의 곱이 800~10,000g/L·s 범위 내에서 적용될 때, 전술한 농화 영역의 형성을 효과적으로 촉진시켜, 강 중 확산성 수소량 저감 효과를 발휘할 수 있다.
구체적으로, 산의 농도 및 산세 시간의 곱이 800g/L·s 미만일 경우, 마무리 압연 중 발생된 스케일이 충분히 제거되지 않아, 제품의 품질 문제를 유발할 수 있다. 반면, 산의 농도 및 산세 시간의 곱이 10,000g/L·s 초과일 경우, 농화 영역의 전체 혹은 일부가 산세 중에 유실되어 기대하는 효과를 발휘할 수 없을 수 있다. 뿐만 아니라, 제조 비용의 상승을 야기할 수 있으므로 그 상한을 10,000g/L·s로 한다. 다만, 산세 탱크가 1개 이상이고, 그에 따른 산의 농도 및 산세 시간이 상이할 경우, 탱크별 산의 농도와 산세 시간의 곱을 각각 더함으로써 위의 값을 표현할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 처리하는 단계에서 사용될 수 있는 산으로는 당해 기술분야에서 통상적으로 사용될 수 있는 것을 적용할 수 있다. 대표적으로는 염산(HCl), 황산(H2SO4) 등이 있고, 특히 본 발명에서는 염산(HCl)을 사용하는 것이 다른 산을 사용하는 경우에 비하여, 산세능이 우수하고 공정비가 경제적이며, 산세 후 표면 이물 발생 가능성이 적어 표면 품질 확보가 용이하다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산의 농도는 40~500g/L 범위일 수 있다. 산의 농도가 40g/L 미만이면, 한정된 산세시간 동안 열간 압연 중 발생한 표층 스케일이 충분히 제거되지 않아, 강판의 표면에서 결함이 발생할 수 있다. 반면, 산의 농도가 500g/L 초과이면, 농화 영역의 유실로 인하여 최종 열간 프레스 성형 부재에서 발명의 목적하는 효과를 발휘하기 어려울 수 있고, 과산세에 따른 표층부 결함이 유발될 수 있다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 시간은 5~60초(s)일 수 있다. 상기 산세 시간이 5초 미만이면, 강판의 표층 스케일이 충분히 제거되지 않아 표면에서의 결함을 유발할 수 있고, 상기 산세 시간이 60초 초과이면, 농화 영역의 유실로 인해 생산성을 저하시켜 공정비를 증가시킬 수 있다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 산세 온도는 40~120℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 50~100℃일 수 있다. 상기 산세 온도가 40℃ 미면이면 산세력이 충분하지 못하여 제품의 품질에 악영향을 미칠 수 있다. 반면, 상기 산세 온도가 120℃ 초과이면 높은 온도로 유지하기 위해 고정 비용이 증가할 뿐만 아니라, 높은 온도로 인한 산세액의 기화량이 증가하여 유실된 산세액의 보충을 위한 비용 증가의 문제가 있을 수 있다.
연속 소둔
상기 산세 처리된 강판을 하기 식 1 내지 식 3를 충족하도록 각 존(Zone)에 대한 평균 승온 속도를 제어하며 연속 소둔을 실시한다.
[식 1]
1.5℃/s ≤ 존 1의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 10.0℃/s
[식 2]
0.5℃/s ≤ 존 2의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 1.0℃/s
[식 3]
0.01℃/s ≤ 존 3의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 0.4℃/s
(상기 식 1에 있어서, 존 1은 강판의 표면 온도가 500℃가 될 때까지인 구간을 말하고, 존 2는 강판의 표면 온도가 500℃에서부터 700℃가 될 때까지인 구간을 말하며, 존 3은 강판의 표면 온도가 최대 온도가 될 때까지의 구간을 말한다.)
본 발명에 있어서, 상기 연속 소둔 시 각 존의 평균 승온 속도가 상기 식 1 내지 식 3을 충족하도록 연속 소둔을 진행함으로써, 첨가된 1군 원소를 소지강판과 접하는 도금층 영역으로 효과적으로 확산시킬 수 있고, 이로 인해 1군 원소의 농화 영역을 효과적으로 형성 및 촉진할 수 있다.
상기 전술된 연속 소둔 시, 각 존은 강판의 표면 온도를 기준으로 나눌 수 있다. 시작점(상온)에서부터 강판의 표면 온도가 500℃에 이르기까지의 온도까지의 구간을 존 1(Zone 1)으로 규정할 수 있다. 이어서, 강판의 표면 온도가 500℃에서부터 700℃에 이르기까지의 온도 구간을 존 2(Zone 2)로 규정할 수 있다. 또한, 강판의 표면 온도가 700℃에서부터 강판이 목표하는 최대 소둔 목표 온도까지 이르기까지의 온도 구간을 존 3(Zone 3)로 규정할 수 있다. 즉, 시작점에서 최대 소둔 목표 온도까지의 소둔 온도에 이르기까지의 조건이 상기 식 1 내지 식 3을 충족함으로써, 농화를 위한 첨가 원소인 1군 원소가 충분히 표층부에 농화되고, 이에 따라 열간 성형을 위한 열처리 이후 우수한 내수소취성을 확보할 수 있다. 구체적으로, 존 1에서의 평균 승온 속도가 빠르게 올라감으로써, 고온에서 유지되는 시간이 좀 더 확보될 수 있고, 농화 원소는 고온에서 소지강판과 접하는 도금층 영역으로의 확산속도가 빠르므로, 소둔 이후 열간 프레스 부재에서의 표층 농화 원소가 충분히 형성될 수 있다. 이 때, 상기 전술한 존 1 내지 3은 강판의 이송 방향으로 순차로 구비될 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 각 존에서의 평균 승온 속도는 각 존의 중간 혹은 끝단에서의 비접촉 열처리 온도를 통하여, 강판의 표면 온도를 측정할 수 있다. 측정 위치별 강판 표면 온도와 라인 스피드(Line speed)에 따른 통판 시간을 알면 역산하여 각 존에서의 평균 승온 속도를 구할 수 있다.
한편, 상기 연속 소둔 시, 700℃ 이상에서의 시간에 따른 열처리 넓이가 5,000℃·s~25,000℃·s를 충족하도록 제어한다.
본 발명에 있어서, 산세 처리된 강판은 연속 소둔 단계에서, 강판의 최고 온도가 700℃를 초과하도록 열처리가 진행되어야 하고, 도 2에 나타낸 바와 같이, 700℃ 이상의 구간에서의 시간에 따른 열처리 넓이(즉, 도 2의 '표층 농화 열처리 넓이'에 해당)가 5,000℃·s 이상 25,000℃·s 이하의 범위를 충족해야 한다. 이를 통해, 첨가된 1군 원소를 소지강판과 접하는 도금층 영역으로 효과적으로 확산시킬 수 있고, 이로 인해 1군 원소의 농화 영역을 효과적으로 형성 및 촉진할 수 있다.
상기 시간에 따른 열처리 넓이(즉, 표층 농화 열처리 넓이)가 5,000℃·s 미만이면 첨가된 1군의 농화층이 충분히 표층부에 농화되지 않아 열간 성형 후 내수소취성 개선 등 발명의 효과를 구현 불가할 수 있고, 25,000℃·s를 초과하면 연속 소둔을 위한 공정 비용 및 시간이 증가할 뿐만 아니라, 도금성이 나빠져 도금 불균일 또는 미도금이 발생할 수 있다.
도금
상기 연속 소둔된 강판에 도금을 실시할 수 있고, 일례로 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 침지하여 도금을 실시할 수 있다. 이 때, 상기 도금욕은 알루미늄 도금욕 또는 알루미늄계 도금욕일 수 있고, 예를 들어 Al-Si 도금욕일 수 있다. 구체적으로, 소둔 이후 상기 열연강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 강판을 통과시켜 도금 강판을 제조할 수 있다. 이 때, 도금 조건은 열간 프레스 성형용 강판에 통상적으로 적용되는 도금 조건이면 본 발명에 제한 없이 적용될 수 있으나, 일례로서 상기 도금욕의 조성은 Si: 6~12%, Fe: 4% 이하(0% 포함), 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이 때, 특별히 한정되는 것은 아니나, 도금 단계에서 도금량은 통상적으로 제조되는 편면 기준 20~140g/m2로 할 수 있다. 편면 기준 20g/m2 미만에서는 원하는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려울 수 있고, 140g/m2 초과에서는 과도한 도금 부착량에 따른 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량을 균일하게 코일 전폭 및 길이 방향으로 도금하기 용이하지 않을 수 있다.
냉간 압연
본 발명의 일 측면에 따르면, 선택적으로, 전술한 산세 처리 이후에, 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열간 프레스 성형
전술한 방법으로 제조된 도금 강판을 이용하여 열간성형 및 다이 ??칭을 통하여 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 최종 부재를 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 전술한 강 조성 및 제조 방법에 따라 제조된 도금 강판을 이용하여 열간 성형을 위한 블랭크를 제조한다. 상기 블랭크로 오스테나이트 단상역 온도 이상, 보다 상세하게는 Ac3 온도 이상 및 975℃ 이하의 온도범위 안에서 가열한다. 이 때, 가열 온도가 Ac3 온도 미만이면 이상역 구간에 따른 미변태된 페라이트의 존재로 인하여 강도 및 내충돌성을 확보하기 어렵다. 반면, 가열 온도가 975℃를 초과하면 부재 표면에 과다한 산화물이 생성되어 점용접성의 확보가 어렵고 높은 온도 유지를 위한 제조 비용이 상승한다. 한편, 상기 Ac3 온도는 당해 기술 분야에서 통상적으로 알려진 정의를 동일하게 적용 가능하므로, 본 명세서에서는 별도로 정의하지 않는다.
이후 가열된 블랭크는 상기 온도 범위에서 1~1,000초간 유지하는 것이 바람직하다. 상기 유지 시간 1초 미만이면, 블랭크 온도 전체에서의 균일한 온도 분포가 힘들어 위치별 재질 편차를 유발할 수 있다. 반면, 상기 유지 시간 1,000초를 초과하면, 가열온도 초과시와 같이 부재 표면의 과다 산화물 생성에 따른 점용접성 확보가 어려운 뿐만 아니라, 부재의 제조 비용 증가를 유발한다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 전술한 가열된 블랭크를 프레스로 이송하고 20℃/s 이상의 냉각속도로 열간성형 및 다이??칭을 진행할 수 있다. 이 때, 20℃/s 미만의 냉각 속도에서는 냉각 중 페라이트 상이 도입되어 결정립계에 생성되고 강도 및 내충돌성을 열화시킬 수 있다. 상기 기술된 블랭크의 이송, 열간 프레스 성형 및 냉각단계에 대해서는 특별하게 한정하지 않고, 통상적으로 활용되는 열간 프레스 성형 공법을 그대로 적용할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
본 발명을 위하여 사용된 강의 조성은 강판은 0.22% C - 0.25% Si - 1.25% Mn - 0.2% Cr - 0.03% Al - 0.01% P - 0.002% S - 0.03% Ti - 0.0025% B - 0.004% N의 주요 성분을 포함하고, 하기 표 1에 기재된 바와 같이 다양한 Sb 함량으로 첨가된 소지강판을 준비하고, 각 조성을 가지는 슬라브를 두께 40mm로 진공 용해를 통하여 제조하였다. 이러한 슬라브를 1200℃에서 1시간 온도 유지 후, 900℃의 열간 압연 종료 온도로 열간 압연하였고, 600℃의 코일링 온도로 권취하였다. 이어서, 냉간압연하여 얻어진 냉연강판에 산세 처리, 연속 소둔 및 도금을 순차로 적용하였다. 이 때, 본 발명의 범위 이내에 있는 산세 조건과 각 존(Zone)별 연속 소둔 조건을 적용하였으며, 보다 상세하게는 HCl농도·산세시간은 4,000g/L·s(단, 200g/L인 HCl 농도 및 20초의 산세 시간으로 수행하였고, 산세 온도는 80℃로 일괄 적용하였다), 소둔을 위한 존(Zone)별 소둔 조건은 존 1: 3.0℃/s, 존 2: 0.5℃/s, 존 3: 0.3℃/s를 일괄 적용하였다.
또한, 상기 도금 시에는, Al-9% Si-2% Fe 및 잔부는 미량의 불순물로 이루어진 도금욕에 침지하여 도금을 수행하였다.
이후, Ac3~950℃에서 열처리한 후 프레스 성형하는 열간 프레스 성형을 진행하였고, 이때 가열 시간은 6분, 금형까지의 이송시간은 10초를 적용한 뒤, 다이 ??칭을 적용하였다.
도금층 내 도금층 방향으로 20㎛ 이내의 커캔달 보이드를 확인하기 위하여, 전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscopy)를 활용하여 조직의 단면(압연방향에 수직인 방향으로 시편을 채취함)을 관찰하였다. 이렇게 관찰된 사진을 활용하여, 배율 ×1000를 적용하여 촬영하고, 열간 프레스 성형 부재에 대하여 측정함)에 나타난 것처럼 범위내의 내부에 존재하는 검은 콘트라스트(contrast)를 가지는 부분을 커캔달 보이드로 특정할 수 있다. 본 배율을 적용하여 두께 20㎛ × 길이 50㎛의 직사각형으로 둘러싼 뒤, 그 범위 내에서 확인되는 커캔달 보이드의 평균 개수를 측정하여 개수/1000㎛2로 한정하였으며, 그 결과를 표에 표기하였다.
다양한 커캔달 보이드를 가지는 소재들에 대한 확산성 수소량을 평가하기 위하여 TDA(Thermal Desorption Analysis) 장비(Bruker G8: 모델명)을 활용하여 측정하였다. 확산성 수소량은 열간 성형 열처리 이후 3일 뒤 측정하였으며, 확산성 수소량을 분석하기 위한 조건은 400℃까지 20℃/분으로 승온하고, 확산성 수소 피크(peak)가 충분히 나오도록 시간을 유지하여 확산 수소커브(Curve)를 측정하였고, 강 중, 총 확산성 수소량은 이러한 커브를 적분함으로써 구해질 수 있으며 그 결과를 표에 표기하였다.
또한, 내수소취성의 평가를 위하여 폭 14.5mm, 길이 73mm의 시험편에 굽힘 인가 응력을 적용하였으며 최외권부에 0.7%의 Strain을 일괄 적용한 이후, 0.1N 염산 침지 후 파단 시간을 측정하여 120시간 이상 파단되지 않을시 양호, 120시간 미만에서 파단이 발생하면 불량으로 하였다.
위와 같이 제조된 시편에서 농화층이 소지층 표면에 충분히 형성되었는지 확인하기 위하여, GDS850A(모델명, LECO사제), DC및 RF 장비를 사용하여, 글로 방전 분광법(GDS; Glow Discharge Optical Emission Spectrometry)으로 표 1에 기재된 1군 원소의 함량을 분석하였다.
또한, 전착 도장 밀착성을 평가하기 위하여 ISO2409 규격을 적용하여, 도장된 표면에 칼날로 10x10(폭 1mm)의 격자를 적용하고 부착력 시험 테이프를 격자 패턴 위에 평행하게 올려 부착한 후 떼어낸 뒤 벗겨진 도장층의 면적을 확대경을 이용하여 관찰하였다. 이 때, 격자 면적의 5% 미만으로 분리되면 양호, 5% 이상으로 분리되면 불량으로 평가하여 하기 표 1에 표기하였다.
| 강종 | 1군 원소 함량 (중량%) |
700℃ 이상에서의 열처리 넓이 (℃·s) | 도 3의 B2 부분의 DFe/DAl |
도 3의 A2 부분의 DFe/DAl |
[관계식 1] DB2/DA2 |
커켄달 보이드 단위면적당 평균 개수 (/1000㎛2) | 확산성 수소량 (ppm) |
내수소취성 | 전착 도장 밀착성 | 비고 |
| 1 | Sb: 0.010 | 22063 | 0.587 | 0.0610 | 9.62 | 13 | 0.223 | 양호 | 양호 | 실시예 1 |
| 2 | Sb: 0.046 | 6511 | 0.595 | 0.0593 | 10.03 | 41 | 0.099 | 양호 | 양호 | 실시예 2 |
| 3 | Sb: 0.095 | 12113 | 0.608 | 0.0575 | 10.58 | 97 | 0.021 | 양호 | 양호 | 실시예 3 |
| 4 | Sb: 0.001 | 9205 | 0.581 | 0.0639 | 9.10 | 5 | 0.420 | 불량 | 양호 | 비교예 1 |
| 5 | Sb: 0.010 | 4705 | 0.582 | 0.0620 | 9.38 | 6 | 0.387 | 불량 | 양호 | 비교예 2 |
| 6 | Sb: 0.110 | 9002 | 0.620 | 0.0554 | 11.19 | 113 | 0.010 | 양호 | 불량 | 비교예 3 |
| 7 | Sn: 0.018 | 20211 | 0.587 | 0.0587 | 10.01 | 15 | 0.235 | 양호 | 양호 | 실시예 4 |
| 8 | Sn: 0.040 | 13885 | 0.591 | 0.0572 | 10.32 | 42 | 0.105 | 양호 | 양호 | 실시예 5 |
| 9 | Sn: 0.088 | 7347 | 0.607 | 0.0567 | 10.71 | 88 | 0.037 | 양호 | 양호 | 실시예 6 |
| 10 | Sn: 0.003 | 20001 | 0.580 | 0.0621 | 9.34 | 4 | 0.388 | 불량 | 양호 | 비교예 7 |
| 11 | Sn: 0.018 | 4655 | 0.582 | 0.0614 | 9.48 | 3 | 0.315 | 불량 | 양호 | 비교예 8 |
| 12 | Sn: 0.109 | 10034 | 0.621 | 0.0550 | 11.29 | 115 | 0.012 | 양호 | 불량 | 비교예 9 |
| 13 | As: 0.009 | 9066 | 0.585 | 0.0607 | 9.63 | 14 | 0.234 | 양호 | 양호 | 실시예 7 |
| 14 | As: 0.037 | 10311 | 0.593 | 0.0595 | 9.97 | 38 | 0.107 | 양호 | 양호 | 실시예 8 |
| 15 | As: 0.089 | 6310 | 0.601 | 0.0576 | 10.24 | 87 | 0.030 | 양호 | 양호 | 실시예 9 |
| 16 | As: 0.004 | 18702 | 0.582 | 0.0620 | 9.39 | 5 | 0.401 | 불량 | 양호 | 비교예 10 |
| 17 | As: 0.009 | 4801 | 0.581 | 0.0614 | 9.46 | 3 | 0.307 | 불량 | 양호 | 비교예 11 |
| 18 | As: 0.108 | 7944 | 0.617 | 0.0557 | 11.08 | 108 | 0.011 | 양호 | 불량 | 비교예 12 |
| 19 | Bi: 0.013 | 14031 | 0.588 | 0.0608 | 9.67 | 16 | 0.230 | 양호 | 양호 | 실시예 10 |
| 20 | Bi: 0.039 | 19064 | 0.601 | 0.0599 | 10.03 | 40 | 0.110 | 양호 | 양호 | 실시예 11 |
| 21 | Bi: 0.087 | 5801 | 0.610 | 0.0584 | 10.44 | 90 | 0.040 | 양호 | 양호 | 실시예 12 |
| 22 | Bi: 0.003 | 11012 | 0.583 | 0.0634 | 9.20 | 4 | 0.401 | 불량 | 양호 | 비교예 13 |
| 23 | Bi: 0.013 | 4870 | 0.580 | 0.0619 | 9.37 | 4 | 0.320 | 불량 | 양호 | 비교예 14 |
| 24 | Bi: 0.107 | 9145 | 0.626 | 0.0557 | 11.23 | 109 | 0.010 | 양호 | 불량 | 비교예 15 |
표 1의 결과로부터 볼 수 있듯이, 본 발명에 따른 관계식 1을 충족하는 실시예 1~12의 경우, 확산성 수소량이 저감되어 내수소취성이 우수할 뿐만 아니라, 전착 도장 밀착성도 우수함을 확인하였다.
반면, 관계식 1을 충족하지 못하는 비교예 1~15의 경우, 실시예들에 비해, 내수소취성 및 전착 도장 밀착성 중 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 추가적으로, 실시예 2, 3, 5, 6, 8, 9, 11, 12의 경우, 상기 상기 도금층은 상기 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터, 도금층 측 방향으로 20㎛ 이내의 영역에 존재하는 직경이 2㎛~6㎛인 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 10개/1000㎛2~100개/1000㎛2를 충족하였다. 또한, GDS 분석 결과를 참조하여, 각 1군 원소에 대한 Xmax 및 Xcoat의 중량% 함량을 측정하였을 때, 전술한 실시예 2, 3, 5, 6, 8, 9, 11, 12는, 관계식 2를 충족함을 확인하였다.
Claims (11)
- 소지강판; 및
상기 소지강판의 적어도 일면에 구비된 도금층;을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
[관계식 1]
9.5 ≤ DB2/DA2 ≤ 11.0
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 DB2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.25~0.45에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타내고, 상기 DA2는 상기 열간 프레스 성형 부재 내 알루미늄(Al)의 원자 함량비가 0.01~0.2에 해당하는 영역에서의 DFe/DAl의 절대값을 나타낸다. 이 때, 상기 DFe는 철(Fe)의 확산 속도를 나타내고, 상기 DAl는 알루미늄(Al)의 확산 속도를 나타낸다.)
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판의 미세조직은, 마르텐사이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상으로 이루어지는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터, 도금층 측 방향으로 20㎛ 이내의 영역에 존재하는 직경이 0.5㎛~5㎛인 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 7개/1000㎛2~100개/1000㎛2를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 3 항에 있어서,
상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 10개/1000㎛2~95개/1000㎛2를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 3 항에 있어서,
상기 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 18개/1000㎛2~92개/1000㎛2를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.02~0.5％, Si: 0.001~2％, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4％, P: 0.05％ 이하(0%는 제외), S: 0.02％ 이하(0%는 제외), N: 0.02％ 이하(0%는 제외), Ti: 0.1％ 이하(0%를 포함), B: 0.0001~0.01％, Mo: 1.00％ 이하(0%를 포함), V: 1.00％ 이하(0%를 포함), Ca: 0.01％ 이하(0%를 포함), Nb: 0.1％ 이하(0%를 포함), W: 1％ 이하(0%를 포함), REM: 0.3％ 이하(0%를 포함), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판은 Sb, Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 각각 독립적으로 0.005중량%~1중량% 포함하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판은 Sb, Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 포함하고,
상기 1군 원소 중에서, Sb, Sn, As 및 Bi로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 각각 독립적으로 0.005~0.1% 포함하고,
상기 1군 원소 중에서, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소를 각각 독립적으로 0.05~1% 포함하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 소지강판은 Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 더 포함하고,
하기 관계식 2를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
[관계식 2]
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 Xcoat는 상기 도금층 내 평균 X 함량을 나타내고, 단위는 중량%이다. 상기 Xmax는 상기 도금층 내 X 함량의 최대값을 나타내고, 단위는 중량%이고, 상기 X는 Sb, Sn, As, Bi, Cu 및 Ni로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 1군 원소를 나타낸다.)
- 제 1 항에 있어서,
상기 도금층은 상기 소지강판 및 상기 도금층의 계면으로부터, 도금층 측 방향으로 20㎛ 이내의 영역에 존재하는 직경이 2㎛~6㎛인 커캔달 보이드의 단위 면적당 평균 개수는 10개/1000㎛2~100개/1000㎛2를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재.
- 중량%로, C: 0.02~0.5％, Si: 0.001~2％, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4％, P: 0.05％ 이하(0%는 제외), S: 0.02％ 이하(0%는 제외), N: 0.02％ 이하(0%는 제외), Ti: 0.1％ 이하(0%를 포함), B: 0.0001~0.01％, Mo: 1.00％ 이하(0%를 포함), V: 1.00％ 이하(0%를 포함), Ca: 0.01％ 이하(0%를 포함), Nb: 0.1％ 이하(0%를 포함), W: 1％ 이하(0%를 포함), REM: 0.3％ 이하(0%를 포함), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산 농도 및 산세 시간의 곱이 800~10,000g/L·s가 되도록 산세 처리하는 단계;
상기 산세 처리된 강판을 하기 식 1 내지 식 3를 충족하도록 각 존(Zone)에 대한 평균 승온 속도를 제어하며 연속 소둔하는 단계;
상기 연속 소둔된 강판을 알루미늄 또는 알루미늄 합금으로 이루어진 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
상기 도금된 강판을 Ac3~950℃에서 1~1000초간 열처리한 후 열간 프레스 성형하는 단계;를 포함하고,
상기 연속 소둔 시, 700℃ 이상에서의 시간에 따른 열처리 넓이가 5,000℃·s ~25,000℃·s를 충족하는, 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법.
[식 1]
1.5℃/s ≤ 존 1의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 10.0℃/s
[식 2]
0.5℃/s ≤ 존 2의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 1.0℃/s
[식 3]
0.01℃/s ≤ 존 3의 평균 승온 속도(℃/s) ≤ 0.4℃/s
(상기 식 1에 있어서, 존 1은 강판의 표면 온도가 500℃가 될 때까지인 구간을 말하고, 존 2는 강판의 표면 온도가 500℃에서부터 700℃가 될 때까지인 구간을 말하며, 존 3은 강판의 표면 온도가 최대 온도가 될 때까지의 구간을 말한다.)
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