WO2016190538A1 - 내박리성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • Y10T428/12757—Fe

Definitions

  • the present invention relates to the production of an HPF molded member having excellent peeling resistance, and more particularly, the heat treatment conditions during alloying heat treatment of a molten aluminum plated steel sheet having a molten aluminum plated layer on its surface to form only a single soft diffusion layer.
  • the present invention relates to an HPF molded member having excellent peeling resistance and a method of manufacturing the same.
  • the steel sheet is heated to a predetermined temperature (for example, austenite phase) to lower its strength, and then formed in a mold having a lower temperature than the steel sheet (for example, room temperature), thereby providing a shape and a temperature difference between them.
  • the hot press molding method which secures the strength after shaping
  • hot press forming method is called various names such as hot forming method, hot stamping method, hot stamp method, die quenching method and the like.
  • molding is carried out in the state which softened by heating the steel plate to the 2-phase temperature of (Ac1 transformation point-Ac3 transformation point) or the single phase temperature of Ac3 transformation point or more.
  • the steel sheet is pushed into the hole of the die by a punch, and is molded into a shape corresponding to the outer shape of the punch while reducing the outer diameter of the steel sheet.
  • the punch and the die are cooled in parallel with the molding to generate heat from the steel sheet to the die and the die, and the material is quenched by further holding and cooling at the bottom dead center of the molding.
  • the hot press molding method has been spotlighted as a molding method which can not only obtain an ultra high strength product of 1000 MPa or more, but also extremely excellent dimensions and precision of the product.
  • the basic material is based on 22MnB5 listed in the European EN standard, that is, 0.22% C-1.2% Mn-50ppm or less, based on the component system B, and corresponds to the heat-treated steel having a component system to add Ti and Cr in common, aluminum
  • it is characterized by hot-dip plating with an aluminum alloy containing 9 to 10% by weight of Si and 2.0 to 3.5% by weight of iron (Fe).
  • the plating layer is generally changed into a plurality of intermetallic compound layers, and the thickness of the plating layer is also increased.
  • a plurality of intermetallic compound layers made of Fe—Al-based oxides such as Fe 3 Al, FeAl, FeAl 2, Fe 2 Al 5, and FeAl 3 are formed in the surface direction from iron.
  • these intermetallic compounds are largely divided, they are composed of a diffusion layer and an alloy layer. Since the diffusion layer is soft and the alloy layer is hard, breakage occurs at the interface between the diffusion layer and the alloy layer during hot press forming. As a result, the plating layer is peeled off and accumulated in the mold in the form of fine powder. In some cases, the plated layer adheres to the mold to provide various causes such as fluctuations in the size of the molding member, surface dent causing, mold modification, and cutting and additional costs. there is a problem.
  • Korean Unexamined Patent Publication No. 2010-0082537 discloses that when manufacturing a hot rolled steel sheet or a cold rolled steel sheet by using an aluminum plated steel sheet, the conditions of the plating bath are optimized, and the manufacturing process is controlled in the step of manufacturing a hot press formed product.
  • Fe (Al 3 Fe + Al) alloy phase layer to prevent crack propagation, Fe to provide a cause of cracking Disclosed are a hot press-molded product and a method of manufacturing the same, which relatively reduce the 2 Al 5 layer to suppress crack propagation.
  • the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, by controlling the heat treatment conditions during alloying heat treatment of a molten aluminum plated steel sheet having a molten aluminum plating layer on its surface to form only a single soft diffusion layer excellent in peeling resistance
  • the purpose is to provide an HPF molded member.
  • the steel sheet has a weight% of C: 0.18 to 0.25%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.9 to 1.5%, and P: 0.03. % Or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 ⁇ 0.05%, Cr: 0.05 ⁇ 0.5%, Ti: 0.01 ⁇ 0.05%, B: 0.001 ⁇ 0.005, N: 0.009% or less, balance Fe and other impurities ;
  • the plating layer consists of only a single soft diffusion layer made of Al-solid solution ⁇ -Fe; And the diffusion layer relates to an excellent peeling resistance HPF molded member, characterized in that the hardness is 300 ⁇ 600 (Hv).
  • the steel sheet may be a cold rolled steel sheet or a hot rolled steel sheet.
  • the thickness of the said diffusion layer is 2-40 micrometers, More preferably, it is in the range of 2-10 micrometers.
  • the said diffusion layer contains 1.0 to 5.0% of 1 type, or 2 or more types of Si, Mn, and Al by itself weight%.
  • the diffusion layer preferably comprises 0.2 to 1.0% of one or two or more of Cr, Mo, and Ti in its own weight%.
  • the steel sheet is preferably Mo + W: 0.001 ⁇ 0.5% additionally included.
  • the base steel sheet is Nb, Zr 'or one or more of the sum of V: 0.001 ⁇ 0.4% is preferably further included in the range.
  • the base steel sheet is Cu + Ni: It is preferably further included in the range 0.005 ⁇ 2.0%.
  • the base steel sheet preferably further comprises at least 0.03% of one or more of Sb, Sn or Bi.
  • a method of manufacturing an HPF molded member having excellent peeling resistance comprising: hot forming the alloyed molten aluminum plated steel sheet and simultaneously cooling the alloyed molten aluminum plated steel sheet to a temperature range of 300 ° C. or less.
  • the alloyed plating layer consists of only a single soft diffusion layer made of Al-solid solution ⁇ -Fe;
  • the diffusion layer preferably has a hardness of 300 to 600 (Hv).
  • the steel sheet may be a cold rolled steel sheet or a hot rolled steel sheet.
  • the thickness of the said diffusion layer is 2-40 micrometers, More preferably, it is in the range of 2-10 micrometers.
  • the said diffusion layer contains 1.0 to 5.0% of 1 type, or 2 or more types of Si, Mn, and Al by itself weight%.
  • the diffusion layer preferably comprises 0.2 to 1.0% of one or two or more of Cr, Mo, and Ti in its own weight%.
  • the alloyed molten aluminum plating layer after the alloying heat treatment in the HPF process is made of only a single diffusion layer made of soft Al-Soluble ⁇ -Fe to form an HPF molded member having excellent peeling resistance after hot forming. Can be provided effectively.
  • Example 1 is a longitudinal cross-sectional photograph showing a plated layer of a conventional plated steel sheet according to Comparative Example 2 of the present experiment.
  • FIG. 2 is a photograph showing the peeling resistance evaluation results in the case of FIG. 1.
  • FIG 3 is a longitudinal cross-sectional photograph of a steel plate plating layer after HPF molding according to an embodiment (Example 1) of the present invention.
  • FIG. 4 is a photograph showing the results of peeling resistance evaluation in the case of FIG.
  • the HPF molding member of the present invention is a structure in which a molten aluminum plating layer is formed on the surface of the steel sheet, the steel sheet is C: 0.18 ⁇ 0.25%, Si: 0.1 ⁇ 0.5%, Mn: 0.9 ⁇ 1.5%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 ⁇ 0.05%, Cr: 0.05 ⁇ 0.5%, Ti: 0.01 ⁇ 0.05%, B: 0.001 ⁇ 0.005, N: 0.009% or less, balance Fe and other impurities It is composed, including.
  • the specific steel composition and the reason for limitation are as follows.
  • C is an essential element for increasing the strength of martensite. If the C content is less than 0.18%, it is difficult to obtain sufficient strength for securing crash resistance. In addition, containing more than 0.25% may not only lower the impact toughness of the slab, but also reduce the weldability of the HPF molded member.
  • the Si increases the work hardening ability of the steel and is effective for material uniformity of the steel after HPF. If the Si content is less than 0.1%, sufficient effects on work hardening ability and material uniformity and diffusion into the plating layer may not be achieved. If the Si content is more than 0.5%, the effect of addition may not be expected and an increase in cost may occur. In consideration of this, it is preferable in the present invention to limit the Si content to 0.1 ⁇ 0.5% range.
  • the Mn is added to secure the hardenability of the steel, such as Cr, B and the like. If the Mn content is less than 0.9%, it is difficult to secure sufficient hardenability and bainite may be produced, and thus it is difficult to secure sufficient strength. In addition, when the content exceeds 1.5%, not only the steel sheet manufacturing cost increases, but also Mn segregation in the steel material may significantly reduce the bendability of the HPF molded member. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to limit the Mn content to 0.9 to 1.5% range.
  • P is preferably added as little as possible as an element which inhibits many properties of the HPF molded member as a grain boundary segregation element. If the P content is more than 0.03%, the bending property, impact property, weldability, etc. of the molded member deteriorate, so the upper limit is preferably limited to 0.03%.
  • S is preferably present as an impurity in the steel, and is added as little as possible as an element which inhibits the bending property and weldability of the molded member.
  • the upper limit is preferably limited to 0.01%.
  • Al is added for the purpose of deoxidation in steelmaking similarly to Si.
  • Al must be added at least 0.01%, and if the content exceeds 0.05%, the effect is not only saturated but also inferior to the surface quality of the plating material, which limits the upper limit to 0.05%. It is preferable.
  • the Cr is added to secure the hardenability of the steel, such as Mn, B and the like. If the Cr content is less than 0.05%, it is difficult to secure sufficient hardenability, and if the content is more than 0.5%, the hardenability is sufficiently secured, but the properties thereof may not only be saturated, but steel manufacturing costs may increase. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to limit the content of Cr to 0.05 to 0.5% range.
  • the Ti is added to remain in solid solution B essential for securing hardenability by combining with nitrogen remaining as impurities in the steel to form TiN. If the Ti content is less than 0.01%, it is difficult to fully expect the effect, and if the content is more than 0.05%, its properties may not only be saturated, but also steel manufacturing costs may increase. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to limit the content of Ti to 0.01 ⁇ 0.05% range.
  • B is added in order to secure hardenability in an HPF molded member like Mn and Cr.
  • it should be added at least 0.001%, and if the content exceeds 0.005%, the effect is not only saturated but also significantly deteriorates hot rolling property. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the B content to 0.001% to 0.005% range.
  • the N is present as an impurity in the steel and preferably added as little as possible. If the N content is more than 0.009% may cause a surface defect of the steel, it is preferable to limit the upper limit to 0.009%.
  • the base steel sheet constituting the HPF molding member of the present invention more preferably further contains the following components.
  • the Mo and W are hardenability and precipitation hardening elements, which are highly effective in securing high strength. If the sum of the added amounts of Mo and W is less than 0.001%, sufficient hardenability and precipitation strengthening effect may not be obtained, and if it exceeds 0.5%, the effect may not only be saturated but also the manufacturing cost may increase. Therefore, in the present invention, the content of Mo + W is preferably limited to 0.001 to 0.5% range.
  • Nb, Zr, and V are elements that improve strength, refinement of grains, and heat treatment characteristics of a steel sheet.
  • the content of at least one of Nb, Zr and V is less than 0.001%, it is difficult to expect such an effect, and when the content exceeds 0.4%, the manufacturing cost is excessively increased. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of these elements to 0.001 to 0.4%.
  • the Cu is an element that generates fine Cu precipitates to improve the strength
  • the Ni is an element effective in increasing the strength and improving the heat treatment property. If the sum of the components is less than 0.005%, the desired strength cannot be sufficiently obtained, while if the sum of the components exceeds 2.0%, it is inferior to the operability and the manufacturing cost can be increased. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to control the Cu + Ni: 0.005 ⁇ 2.0%.
  • Sb, Sn, and Bi are grain boundary segregation elements, and are concentrated at the interface between the plating layer and the base iron during HPF heating, thereby improving adhesion of the plating layer. By improving the adhesion of the plating layer, it is possible to assist in preventing the plating layer from falling off during the thermoforming. Since Sb, Sn and Bi have similar characteristics, it is also possible to mix and use three elements, At this time, it is preferable to make one or more combinations into 0.03% or less. This is because if the sum of the above components exceeds 0.03%, brittleness of the base iron may deteriorate during hot forming.
  • the HPF molding member of the present invention also has a molten aluminum plating layer formed on the surface of the base steel sheet having the above-described steel composition, the plating layer is configured to consist of only a single soft diffusion layer made of Al solid solution Al-Fe after alloying heat treatment. .
  • a molten aluminum plating layer is composed of a soft diffusion layer and a hard alloy layer such as a Fe 2 Al 5 compound and a FeAlSi compound in an HPF.
  • a hard alloy layer such as a Fe 2 Al 5 compound and a FeAlSi compound in an HPF.
  • the plated layer in order to fundamentally solve the peeling problem in the molten aluminum plated layer, by controlling the alloying heat treatment temperature, the plated layer is composed of only a single diffusion layer made of Al solid solution ⁇ -Fe, not a mixed configuration of the soft layer and the hard layer. Characterized in that the configuration.
  • the diffusion layer may have a hardness of 300 to 600 (Hv).
  • the diffusion layer contains 1.0 to 5.0% of one or two or more of Si, Mn, and Al in its own weight%.
  • the diffusion layer preferably comprises one or two or more of 0.2% to 1.0% of Cr, Mo, Ti in its own weight%.
  • the diffusion layer preferably has a thickness of 2 to 40 ⁇ m, more preferably 2 to 10 ⁇ m.
  • HPF molding member manufacturing method of the present invention the step of providing a steel sheet having a steel composition component as described above; After heating the steel sheet to a temperature of 550 ⁇ 850 °C, it is maintained at 640 ⁇ 680 °C, the composition of the components by weight, Si 1-11%, Fe: less than 3%, balance Al and other unavoidable impurities Immersing in a molten aluminum plating bath formed by the molten aluminum plating process; Alloying the molten aluminum plated layer on the surface by heating the molten aluminum plated steel sheet to a temperature of 900 to 990 ° C. and then holding the molten aluminum plated steel for 2 to 30 minutes; And hot forming the alloyed molten aluminum plated steel sheet and simultaneously cooling the alloyed molten aluminum plated steel sheet to a temperature range of 300 ° C. or less.
  • the steel plate which has a composition component as mentioned above is provided.
  • the steel sheet may be a hot rolled steel sheet or cold rolled steel sheet.
  • the steel sheet is heated to 550 ⁇ 850 °C in the annealing furnace.
  • the purpose of annealing the steel sheet is to make it easy to process the steel sheet hardened by cold rolling, and not to secure final physical properties. If the annealing temperature is less than 550 °C, it is difficult to process into a hardened structure and may cause dimensional variation during cutting or molding. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 850 ° C, deterioration of the heating equipment and waste of heat energy are generated, which is not suitable.
  • the heated steel sheet is immersed in a molten aluminum plating bath, and the molten aluminum plating process, wherein the temperature of the plating bath is preferably in the range of 640 ⁇ 680 °C.
  • the plating bath temperature is set in consideration of the phase transformation of the molten aluminum, and it is preferable to maintain the molten state during plating and to rapidly phase change to a solidified state after the hot dip plating.
  • the molten aluminum plating bath temperature is less than 640 ° C, the aluminum plating bath is locally solidified in the pot, and the plating quality may be poor because the aluminum plating layer plated on the steel sheet is solidified early.
  • the plating bath temperature exceeds 680 ° C, the plating bath pot is rapidly eroded and is not suitable.
  • the composition of the molten aluminum plating bath is preferably 1 to 11% by weight of Si, less than 3% by weight of Fe, the remainder is composed of aluminum and other impurities.
  • the Si component in the molten aluminum plating bath is involved in the alloying of the steel plate and the plated layer during aluminum plated steel sheet production and high temperature forming heat treatment, and when the Si content is less than 1%, an alloy layer is formed thickly cut from the aluminum plated steel sheet. And there is a fear that the plating layer is peeled off during the blanking.
  • the Si content exceeds 11%, there is a problem that a single diffusion layer cannot be realized due to the alloying delay.
  • skin pass rolling may be performed at an elongation of 0.5 to 3%.
  • the molten aluminum plated steel sheet is heated to a temperature of 900 ⁇ 990 °C
  • the molten aluminum plated layer of the surface is alloyed by maintaining for a certain time.
  • the aluminum plated steel sheet is charged into a heating furnace having an ambient temperature of 900 ⁇ 990 °C and heat treated at 900 ⁇ 990 °C.
  • the atmosphere temperature of the heating furnace may not match the temperature of the loaded steel sheet, the key factor is the temperature of the steel sheet. However, it is more convenient to control the ambient temperature than to directly control the steel plate temperature. If the steel sheet temperature is less than 900 °C heating for a short time does not produce an alloy layer, if the heating for a long time will have a diffusion layer and the alloy layer two-layer structure, there is a problem that the alloy layer is peeled off during processing. In addition, a high heating temperature is less than 990 °C because it is a waste of energy and the deterioration of the furnace equipment, etc. are preferred.
  • the heating time is a dependent variable of the heating temperature, and sufficient time is required for the plating layer to consist of only the soft single diffusion layer described above.
  • the total heating time is 2 minutes to 30 minutes. If the total heating time is less than 2 minutes, there is a problem that a single diffusion layer is not generated. If the total heating time exceeds a maximum of 30 minutes, the homogenization of austenite tissue is saturated, and the formation of a single diffusion layer is also saturated. Moreover, when 30 minutes are exceeded, there also exists a problem of productivity fall.
  • the molten aluminum plating layer formed on the surface of the steel sheet is alloyed.
  • the plating layer can be configured to consist of only a single diffusion layer made of Al solid solution ⁇ -Fe, not a mixed configuration of the soft layer and the hard layer.
  • the diffusion layer preferably has a hardness of 300 to 600 (Hv).
  • the diffusion layer contains 1.0 to 5.0% of one or two or more of Si, Mn, and Al in its own weight%.
  • the diffusion layer preferably comprises one or two or more of 0.2% to 1.0% of Cr, Mo, Ti in its own weight%.
  • the diffusion layer preferably has a thickness of 2 to 40 ⁇ m, more preferably 2 to 10 ⁇ m.
  • the transport time from the heated steel plate to the mold is preferably within 20 seconds. If the transfer time exceeds 20 seconds, the steel plate temperature is lowered below the ferrite transformation start temperature and the desired strength cannot be obtained. Preferably it is 12 seconds or less.
  • an HPF molded article is manufactured by hot forming the alloyed molten aluminum plated steel sheet and simultaneously quenching to a temperature range of 300 ° C. or less. That is, the alloyed steel sheet is molded into a press-molded mold in which the inside is water-cooled, and finishes HPF processing by removing the processing member from the mold after the temperature of the steel sheet reaches 300 ° C or lower. If the forming member is taken out of the mold at a temperature of 300 ° C or higher after hot pressing, there is a fear of deformation due to thermal stress.
  • C 0.24%, Si: 0.264%, Mn: 1.29%, P: 0.013%, S: 0.0014%, Al: 0.041%, Cr: 0.129%, Ti: 0.032%, B: 0.0024%, N : Cold rolled steel sheets including 0.0038% and consisting of the balance Fe and other impurities were prepared.
  • the prepared steel sheets were subjected to molten aluminum plating through a continuous hot dip plating line. In this case, alkali degreasing was first performed and the heating temperature was 800 ° C., and the heating time was 6 minutes.
  • the molten aluminum was deposited to satisfy the range of 5 to 40 ⁇ m by depositing in molten aluminum melt at 660 ° C.
  • Plating was performed.
  • the plating bath was composed of 1 to 11% by weight of Si, Fe and the rest of aluminum and inevitable impurities.
  • the molten aluminum plated steel sheets thus prepared were subjected to hot press molding. At this time, the steel sheet was heat-treated at a heating furnace temperature of 700 ° C. to 990 ° C. and a total heating time of 2 to 30 minutes, and then moved to a water-cooled mold for 3 seconds. It was maintained for 10 seconds and taken out.
  • Analysis of the alloy layer cross-sectional structure of the hot press molded members manufactured by the above process is shown in Table 1 below.
  • the results of evaluating the peeling resistance of the molded members manufactured through the three-point bending test are shown in Table 1 below, and the hardness of the plating layer (alloy layer) for each molded member was also shown in Table 1 below.
  • the hardness refers to the Vickers (Hv, 1g) hardness value measured under a load 1g condition using a microhardness tester.
  • the diffusion layer refers to a single soft diffusion layer made of ⁇ -Fe in which Al is dissolved
  • the alloy layer refers to a hard alloy layer including a Fe 2 Al 5 compound and a FeAlSi compound.
  • the plating layer is composed of a single soft diffusion layer made of Al-Fe dissolved in Al.
  • 3 and 4 are the evaluation of the cross-sectional texture and peeling resistance of the molded member of the invention example in Table 1, respectively, it can be confirmed that the alloy layer is a single phase diffusion layer as shown in Figure 3, the peeling at all It can be seen that it does not occur.
  • Fig. 1 and Fig. 2 is to evaluate the longitudinal cross-sectional structure and the peeling resistance of the molding member of Comparative Example 2, respectively, as shown in Fig. As can be seen that a lot of peeling occurs.
  • the black part is a peeled material.
  • both the diffusion layer and the alloy layer have a Vickers hardness much higher than 600 (Hv), or the alloying does not proceed as in Comparative Example 3, the hardness is 300 ( It is less than Hv) and martensite is not stably produced.

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Abstract

내박리성이 우수한 HPF 성형부재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명은, 소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되고 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고; 상기 도금층은 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지고; 그리고 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재에 관한 것이다.

Description

내박리성이 우수한 HPF 성형부재 및 그 제조방법
본 발명은 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는 그 표면에 용융알루미늄 도금층을 갖는 용융알루미늄 도금강판을 합금화 열처리시 그 열처리 조건을 제어하여 단일의 연질의 확산층만을 형성함으로써 내박리성이 우수한 HPF 성형부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 승객 보호를 위한 각종 안전 법규가 강화되고 있으며, 또한 지구 환경 문제에서 발단 되는 자동차의 연비 향상 대책 중 하나로서 자동차에 사용되는 부재의 강도 향상과 경량화가 중요한 과제로 떠오르고 있다.
따라서 이를 위하여, 강판을 소정의 온도(예컨대, 오스테나이트상으로 되는 온도)로 가열하여 강도를 낮춘 후, 강판에 비해 저온(예컨대, 실온)인 금형에서 성형함으로써, 형상의 부여와 동시에 양자의 온도차를 이용한 급냉 열처리(켄칭)를 행함으로써 성형 후의 강도를 확보하는 열간 프레스 성형법이 부품 제조에 채용되고 있다. 그리고 이러한 열간 프레스 성형법은, 핫 프레스법 외에, 핫 포밍법, 핫 스탬핑법, 핫 스탬프법, 다이켄칭법 등의 다양한 명칭으로 불리 우고 있다.
이와 같이, 금형을 사용하여 열간 프레스 성형(예컨대, 열간 딥드로잉 가공)할 때에는, 강판을 (Ac1 변태점∼Ac3 변태점)의 2상역 온도 또는 Ac3 변태점 이상의 단상역 온도로 가열하여 연화시킨 상태에서 성형을 개시한다. 즉, 고온 상태에 있는 강판을 다이와 블랭크 홀더 사이에 끼운 상태에서, 펀치에 의해 다이의 구멍 내에 강판을 밀어넣고, 강판의 외경을 줄이면서 펀치의 외형에 대응한 형상으로 성형한다. 그리고 성형과 병행하여 펀치 및 다이를 냉각함으로써, 강판으로부터 금형 및 다이에로의 발열(拔熱)을 행함과 함께, 성형 하사점에서 더 유지 냉각함으로써 소재의 켄칭을 실시한다. 이러한 성형법을 실시함으로써, 치수 정밀도가 좋은 1500㎫급의 성형품을 얻을 수 있고, 아울러, 냉간에서 동일한 강도 클래스의 부품을 성형하는 경우와 비교하여, 성형 하중을 저감시킬 수 있으므로 프레스기의 용량이 작아도 되게 된다.
상기 열간 프레스 성형 방법은 통상 1000MPa 이상의 초고강도 제품을 얻을 수 있을 뿐만 아니라 제품의 치수나 정밀도도 대단히 우수한 성형법으로 각광을 받고 있다. 그리고 그 기본적인 소재는 유럽 EN 규격에 등재된 22MnB5, 즉 0.22%C-1.2%Mn-50ppm이하 B의 성분계를 기본으로 하여, Ti와 Cr을 공통적으로 첨가하는 성분계를 가지는 열처리강에 해당되며, 알루미늄 이외에도 9~10 중량%의 Si 및 2.0~3.5 중량%의 철(Fe)이 함유된 알루미늄 합금으로 용융도금하는 것을 특징으로 하고 있다.
그런데 이와 같은 알루미늄 합금 용융도금된 강판을 열간프레스 성형하면, 일반적으로 도금층은 다수의 금속간 화합물 층으로 변화되면서 도금층의 두께도 증가한다. 예컨대, 철로부터 표면 방향으로 Fe3Al, FeAl, FeAl2, Fe2Al5, FeAl3 등의 Fe-Al계 산화물로 이루어진 다수의 금속간 화합물 층이 형성되는 것이다. 이들 금속간 화합물을 크게 나누면 확산층과 합금층으로 구성된다. 확산층은 연질이고 합금층은 경질이라서, 열간 프레스 성형 가공시 확산층과 합금층의 계면에 파단이 일어난다. 이로 인해 도금층은 박리되어 미세한 파우더형태로 금형에 쌓이고, 경우에 따라서는 금형에 달라붙어서 성형 부재의 칫수 변동, 표면 dent 유발, 금형수정, 절삭가공 등의 다양한 원인을 제공하고 추가비용을 부담해야 하는 문제가 있다.
따라서 알루미늄 도금강판을 채용하여 자동차 등에 사용하는 경우, 이러한 열간프레스 성형 이후의 도금층 균열 발생과 박리을 억제할 수 있는 방법에 대한 요구가 지속적으로 이루어지고 있다.
구체적으로, 대한민국 공개특허 KR 2010-0082537호 공보에는 열연강판 또는 냉연강판을 알루미늄 도금강판으로 제조시 도금욕의 조건을 최적화하고, 또한 열간 프레스 성형 제품을 제조하는 단계에서 그 제조공정을 제어[가열온도 및 가열시간을 종래의 알루미늄 도금강판에 비해 낮은 가열온도 및 짧은 유지시간으로 제어]함으로써 균열 전파를 저지하는 (Fe3Al+FeAl) 합금상 층을 증가시키고, 균열 발생의 원인을 제공하는 Fe2Al5 층을 상대적으로 감소시켜서 균열전파를 억제하는 열간 프레스 성형 제품 및 이들의 제조방법을 개시하고 있다. 그러나 상기 공보에 제시된 기술에서는, 형성된 합금상(Fe3Al+FeAl)이 균열저지력이 부족하고 균열발생 합금상(Fe2Al5)층이 존재하는 이상 합금층의 박리는 피할 수 없다는 한계가 있었다. 즉, 미세한 파우더형태의 박리는 여전히 발생 되고, 금형부착의 원인, 표면 dent 유발등의 문제를 유발하였다.
따라서 상술한 바와 같은 문제를 극복하고 우수한 프레스 성형성을 갖는 HPF 성형부재에 대한 개발요구가 대두 되고 있다.
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제를 해결하기 위한 것으로, 그 표면에 용융알루미늄 도금층을 갖는 용융알루미늄 도금강판을 합금화 열처리시 그 열처리 조건을 제어하여 연질의 단일 확산층만을 형성함으로써 내박리성이 우수한 HPF 성형부재를 제공함에 그 목적이 있다.
또한 본 발명은 상기 HPF 성형 부재를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.
그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되고 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고;
상기 도금층은 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지고; 그리고 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재에 관한 것이다.
상기 소지강판은 냉연강판 또는 열연강판 일 수가 있다.
상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2~10㎛ 범위에 있는 것이다.
상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
상기 소지강판은 Mo + W : 0.001~0.5%로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 상기 소지강판은 Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4% 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 상기 소지강판은 Cu + Ni: 0.005~2.0% 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.
아울러, 상기 소지강판은 Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상을 0.03% 이하로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 본 발명은,
상기와 같은 강 조성성분을 갖는 강판을 마련하는 공정;
상기 강판을 550~850℃의 온도로 가열한 후, 640~680℃로 유지되고, 그 조성성분이 중량%로, Si 1~11%, Fe:3% 미만, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되는 용융알루미늄 도금욕에 침지하여 용융알루미늄 도금처리하는 공정;
상기 용융알루미늄 도금강판을 900~990℃의 온도로 가열한 후, 2~30분 유지함으로써 그 표면의 용융알루미늄 도금층을 합금화시키는 공정; 및
상기 합금화된 용융알루미늄 도금강판을 열간성형함과 동시에, 300℃이하의 온도범위까지 급냉시킴으로써 HPF 성형품을 제조하는 공정;을 포함하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법에 관한 것이다.
상기 합금화된 도금층은 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지고; 그리고 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것이 바람직하다.
상기 소지강판은 냉연강판 또는 열연강판 일 수가 있다.
상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2~10㎛ 범위에 있는 것이다.
상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, HPF 공정의 합금화 열처리 이후 합금화된 용융알루미늄 도금층을 연질의 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일 확산층만으로 이루어지도록 함으로써 열간성형 이후 내박리성이 우수한 HPF 성형부재를 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 본 실험중 비교예 2에 따른 통상의 도금강판의 도금층을 보여주는 종단면 조직사진이다.
도 2는 도 1의 경우의 내박리성 평가결과를 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예(실시예 1)에 의한 HPF 성형후의 강판 도금층의 종단면 사진이다.
도 4는 도 3의 경우의 내박리성 평가결과를 나타내는 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
먼저, 본 발명의 내박리성이 우수한 HPF 성형부재를 설명한다. 본 발명의 HPF 성형부재는 소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되어 있는 구조이며, 상기 소지강판은 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하여 조성되어 있다. 그 구체적인 강 조성성분 및 그 제한사유는 아래와 같다.
C:0.18~0.25%
상기 C는 마르텐사이트의 강도를 증가시키는 필수적인 원소이다. C 함유량이 0.18% 미만에서는 내충돌특성 확보를 위한 충분한 강도를 얻기가 어렵다. 또한 0.25%를 초과하여 함유하면 슬라브의 충격 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, HPF 성형부재의 용접성이 저하될 수 있다.
이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.18~0.25중량%(이하, 단지 %라 한다)로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.1~0.5%
상기 Si는 강의 가공경화능을 높이고 HPF 후 강재의 재질 균일화에 효과적이다. Si 함유량이 0.1% 미만에서는 가공경화능과 재질 균일화, 및 도금층에로의 확산에 충분한 효과를 이룰 수 없고, 0.5%를 초과하면 첨가에 따른 효과를 기대할 수 없고 비용 증가를 초래할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Si 함량을 0.1~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
Mn: 0.9~1.5%
상기 Mn은 Cr, B 등과 같이 강의 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. Mn 함유량이 0.9% 미만에서는 충분한 경화능을 확보하기 어려워 베이나이트가 생성될 수 있어 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 또한 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 강판 제조 비용이 상승될 뿐만 아니라, 강재 내부에 Mn이 편석됨에 따라 HPF 성형부재의 굽힘성을 현저히 저하시킬 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Mn 함유량을 0.9~1.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
P:0.03% 이하(0%는 포함하지 않음)
상기 P는 입계편석 원소로서 HPF 성형부재의 많은 특성을 저해시키는 원소로서 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. P 함량이 0.03% 초과하면 성형부재의 굽힘특성, 충격특성 및 용접성 등이 열화되기 때문에 그 상한을 0.03%로 제한함이 바람직하다.
S: 0.01% 이하(0%는 포함하지 않음)
상기 S는 강 중에 불순물로서 존재하여, 성형부재의 굽힘 특성 및 용접성을 저해하는 원소로서 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. S 함량이 0.01% 초과 하면 성형부재의 굽힘 특성 및 용접성 등이 나빠지기 때문에 그 상한을 0.01%로 제한함이 바람직하다.
Al: 0.01~0.05%
상기 Al은 Si과 비슷하게 제강에서 탈산 작용을 목적으로 첨가된다. 이 목적을 달성하기 위하여 Al은 0.01% 이상이 첨가되어야 하고, 그 함량이 0.05% 초과하게 되면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 도금재의 표면 품질을 열위하게 만들기 때문에, 그 상한을 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5%
상기 Cr은 Mn, B 등과 같이 강의 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. 상기 Cr 함유량이 0.05%미만에서는 충분한 경화능을 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.5% 초과하게 되면 경화능은 충분히 확보 가능하나, 그 특성이 포화될 뿐만 아니라 강재 제조 비용이 상승할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 Cr의 함유량을 0.05~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.01~0.05%
상기 Ti는 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보에 필수적인 고용 B을 잔류시키기 위하여 첨가된다. 상기 Ti 함유량이 0.01% 미만에서는 그 효과를 충분히 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.05% 초과하게 되면 그 특성이 포화될 수 있을 뿐만 아니라 강재 제조 비용이 상승할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 Ti의 함유량을 0.01~0.05% 범위로 제한함이 바람직하다.
B: 0.001~0.005%
상기 B는 Mn 및 Cr과 마찬가지로 HPF 성형부재에 있어서 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다. 상기 목적을 이루기 위하여 0.001% 이상 첨가되어야 하고, 그 함량이 0.005%를 초과하면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 열간압연성을 현저히 떨어뜨린다. 따라서 본 발명에서는 상기 B 함유량을 0.001~0.005% 범위로 제한함이 바람직하다.
N: 0.009%이하
상기 N은 강 중에 불순물로서 존재하며 가능하면 적게 첨가되는 것이 바람직하다. N 함량이 0.009%초과 하게 되면 강재 표면불량을 야기할 수 있을 있기 때문에 그 상한을 0.009%로 제한함이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 HPF 성형부재를 이루는 소지강판은 아래의 성분들을 추가적으로 함유함이 보다 바람직하다.
Mo + W : 0.001~0.5%
상기　Mo와 W은 경화능 및 석출강화 원소로, 고강도를 더욱 확보할 수 있는데 효과가 크다. 　Mo와 W의 첨가량의 합이 0.001% 미만에서는 충분한 경화능 및 석출강화 효과를 얻을 수 없고, 0.5% 초과하면 그 효과가 포화 될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mo + W의 함유량을 0.001~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
　
Nb, Zr　또는 V 중 1종 이상의 합: 0.001~0.4%
상기　Nb, Zr 및 V은 강판의 강도 상승, 결정립 미세화 및 열처리 특성을 향상시키는 원소이다. 상기　Nb, Zr 및 V 중 1종 이상의 함량이 0.001% 미만이면 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.4%를 초과하면 제조 비용이 과도하게 상승하게 된다. 따라서 본 발명에서는 이들 원소의 함량을 0.001~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다
　
Cu + Ni: 0.005~2.0%
상기 Cu는 미세한 Cu 석출물을 생성하여 강도를 향상시키는 원소이며, 상기 Ni은 강도 상승 및 열처리성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 만일 상기 성분들의 합이 0.005% 미만이면 충분히 원하는 강도를 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하면 조업성을 열위되고 제조비용을 상승시킬 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Cu + Ni: 0.005~2.0%로 제어함이 바람직하다.
　
Sb, Sn 또는 Bi 중 1종 이상 0.03% 이하
상기 Sb, Sn 및 Bi는 입계 편석 원소로 HPF 가열시 도금층과 소지철 계면에 농화되어 도금층 밀착성을 향상시킬 수 있다. 도금층의 밀착력을 향상시킴으로서 열가 성형시 도금층의 탈락 방지에 일조할 수 있다. Sb, Sn 및 Bi는 유사한 특성을 지니고 있기 때문에 3개 원소를 혼합하여 사용하는 것도 가능하며, 이때, 1종 이상의　합을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다.　　만일 상기 성분들의 합이 0.03%를 초과하면 열간 성형시 소지철의 취성이 악화될 우려가 있기 때문이다.
본 발명의 HPF 성형부재는 또한 상술한 강 조성성분을 갖는 소지강판 표면에 형성된 용융알루미늄 도금층을 갖고 있으며, 상기 도금층은 합금화 열처리후 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지도록 구성된다.
일반적으로 HPF에 있어서 용융알루미늄 도금층은 합금화열처리 이후 연질의 확산층과 Fe2Al5 화합물과 FeAlSi 화합물과 같은 경질의 합금층으로 이루어진다는 것이 잘 알려져 있다. 그런데 상술한 바와 같이, 확산층은 연질이고 합금층은 경질이므로 열간 프레스 성형 가공시 확산층과 합금층의 계면에 파단이 일어나며, 이로 인해 도금층은 박리되는 문제가 발생하게 된다.
따라서 본 발명에서는 이러한 용융 알루미늄 도금층에서의 박리문제를 근본적으로 해결하기 위하여, 합금화 열처리 온도를 제어함으로써 상기 도금층을 연질층과 경질층의 혼합 구성이 아닌 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일 확산층만으로 이루어지도록 구성함을 특징으로 한다. 그리고 이때, 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv) 범위일 수가 있다.
또한 본 발명에서는 상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
또한 상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
아울러, 본 발명에서는 상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2~10㎛ 범위에 있는 것이다.
다음으로, 본 발명의 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법을 설명한다.
본 발명의 HPF 성형부재 제조방법은, 상기와 같은 강 조성성분을 갖는 강판을 마련하는 공정; 상기 강판을 550~850℃의 온도로 가열한 후, 640~680℃로 유지되고, 그 조성성분이 중량%로, Si 1~11%, Fe:3% 미만, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되는 용융알루미늄 도금욕에 침지하여 용융알루미늄 도금처리하는 공정; 상기 용융알루미늄 도금강판을 900~990℃의 온도로 가열한 후, 2~30분 유지함으로써 그 표면의 용융알루미늄 도금층을 합금화시키는 공정; 및 상기 합금화된 용융알루미늄 도금강판을 열간성형함과 동시에, 300℃이하의 온도범위까지 급냉시킴으로써 HPF 성형품을 제조하는 공정;을 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 상술한 바와 같은 조성성분을 갖는 강판을 마련한다. 본 발명에서 상기 강판은 열연강판일 수도 있으며 냉연강판일 수도 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 강판을 550~850℃의 온도로 가열한 후, 640~680℃로 유지되고, 그 조성성분이 중량%로, Si 1~11%, Fe:3% 미만, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되는 용융알루미늄 도금욕에 침지하여 용융알루미늄 도금한다.
먼저, 상기 강판을 소둔로에서 550~850℃로 가열한다. 강판을 소둔하는 목적은 냉간압연으로 경질화된 강판을 가공하기 쉬게 하는 것으로, 최종 물성을 확보하기 위한 목적이 아니다. 만일 소둔온도가 550℃미만이면 경질화된 조직으로 가공이 곤란하여 절단가공 혹은 성형가공시 치수변동을 일으킬 수 있다. 반면에 소둔온도가 850℃를 초과하면 가열설비의 열화와 열에너지 낭비가 발생되므로 적합하지 않다.
그리고 상기 가열된 강판은 용융알루미늄 도금욕에 침지하여 용융알루미늄 도금처리되는데, 이때 그 도금욕의 온도를 640~680℃ 범위로 함이 바람직하다. 도금욕 온도는 용융알루미늄의 상변태를 고려하여 설정되는 것으로, 도금할 때는 용융상태를 유지하고 융융도금 후에는 응고상태로 빠르게 상변태하는 것이 바람직하다. 그런데 만일 상기 용융알루미늄 도금욕 온도가 640℃ 미만이면 포트내에서 알루미늄 도금욕이 국부적으로 응고되며 강판에 도금된 알루미늄 도금층이 조기에 응고되므로 도금품질이 열악할 수 있다. 반면에 도금욕 온도가 680℃를 초과하면 도금욕 포트가 빠르게 침식되어 적합하지 못하다.
한편, 본 발명에서는 상기 용융알루미늄 도금욕의 조성을 1~11중량%의 Si, 3중량% 미만의 Fe, 나머지가 알루미늄과 기타 불순물로 조성함이 바람직하다. 본 발명에서 상기 용융알루미늄 도금욕중 Si 성분은 알루미늄 도금강판 제조와 고온 성형 열처리 시에 강판과 도금층의 합금화에 관여하는 것으로, Si 함량이 1% 미만이면 알루미늄 도금강판에서 합금층이 두껍게 형성되어 절단 및 블랭킹을 작업시 도금층이 박리될 우려가 있다. 반면에 Si함량이 11%를 초과하면 합금화 지연으로 단일 확산층을 구현할 수 없다는 문제가 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 용융아연도금강판을 냉각한 후, 0.5~3%의 연신율로 스킨패스 압연(SPM)할 수도 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 용융알루미늄 도금강판을 900~990℃의 온도로 가열한 후, 일정시간 유지함으로써 그 표면의 용융알루미늄 도금층을 합금화시킨다.
즉, 상기 알루미늄 도금강판은 900~990℃의 분위기 온도를 갖는 가열로에 장입되어 900~990℃로 열처리된다. 상기 가열로의 분위기온도는 장입된 강판의 온도와 일치하지 않을 수 있으며, 핵심인자는 강판의 온도이다. 그러나 강판온도를 직접 조절하기보다는 분위기 온도를 조절하는 것이 편리하다. 강판온도가 900℃미만이면 단시간 가열하면 합금층이 생성되지 않으며, 장시간 가열하면 확산층과 합금층 2층 구조를 갖게 되며 가공시 합금층이 박리 되는 문제가 있다. 또한 가열온도가 높으면 에너지 낭비가 발생 되고 가열로 설비의 열화 등이 우려되므로 990℃ 미만이 바람직하다.
한편 가열시간은 가열온도의 종속변수이며, 도금층이 상술한 연질의 단일 확산층만으로 구성되도록 하기 위해서는 충분한 시간이 요구된다. 본 발명에서는 상기 총가열시간은 2분~30분으로 한다. 총가열시간이 2분 미만이면 단일 확산층이 생성되지 않는 문제가 있다. 총가열시간이 최대로 30분을 초과하면 오스테나이트 조직의 균질화가 포화되며, 단일 확산층 생성도 포화된다. 또한 30분을 초과하면 생산성 저하되는 문제도 있다.
상술한 바와 같은 고온열처리로 인하여 강판 표면에 형성된 용융알루미늄 도금층은 합금화처리된다. 본 발명에서는 상술한 바와 같이, 합금화 열처리 온도를 제어함으로써 상기 도금층을 연질층과 경질층의 혼합 구성이 아닌 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일 확산층만으로 이루어지도록 구성할 수 있다. 그리고 이때, 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
또한 상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
아울러, 본 발명에서는 상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2~10㎛ 범위에 있는 것이다.
또한 상기 가열된 강판이 가열로에서부터 금형에 올릴 때까지의 이송시간은 20초 이내로 함이 좋다. 상기 이송시간이 20초를 초과하면 강판온도가 페라이트변태 시작온도 이하로 내려가게 되고 원하는 강도를 확보할 수 없기 때문이다. 바람직하게는 12초 이내로 하는 것이다.
후속하여, 본 발명에서는, 상기 합금화된 용융알루미늄 도금강판을 열간성형함과 동시에, 300℃이하의 온도범위까지 급냉시킴으로써 HPF 성형품을 제조한다. 즉, 합금화처리된 강판은 내부가 수냉되는 프레스 성형 금형으로 성형처리되며, 강판의 온도가 300℃ 이하가 된 이후에 금형에서 가공 부재를 꺼냄으로서 HPF 가공을 마무리한다. 열간 프레스 후, 강판의 온도가 300℃ 이상에서 성형부재를 금형에서 꺼내면 열응력에 의한 변형의 우려가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
중량%로, C:0.24%, Si : 0.264%, Mn : 1.29%, P : 0.013%, S : 0.0014%, Al : 0.041%, Cr : 0.129%, Ti : 0.032%, B : 0.0024%, N : 0.0038%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 냉연강판들을 마련하였다. 상기 마련된 강판들을 연속용융도금라인을 통과시켜 용융알루미늄 도금을 실시하였다. 그리고 이때 먼저 알칼리 탈지하고 가열온도 800℃, 총 가열시간 6분으로 가열하였으며, 이어, 660℃로 냉각한 후 660℃의 용융알루미늄 용탕에 침적하여 도금부착량이 5~40㎛ 범위를 만족하도록 용융알루미늄 도금을 실시하였다. 상기 도금욕은 1~11중량% Si, Fe와 나머지는 알루미늄과 불가피한 불순물로 조성되었다.
이렇게 제조된 용융알루미늄 도금강판들을 열간프레스 성형을 하였는데, 이때 강판은 가열로 온도 700℃~990℃, 총가열시간 2~30분으로 열처리 되었으며, 이후 3초 동안에 수냉 금형으로 이동되고, 프레스성형을 하여 10초간 유지하고 취출되었다. 위와 같은 공정으로 제조된 열간프레스 성형 부재들의 합금층 단면조직을 분석하여 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다. 그리고 3점 굽힘시험을 통하여 제조된 성형 부재들의 내박리성을 평가하여 그 결과를 하기 표 1에 나타내었으며, 각 성형 부재별 도금층(합금층)의 경도를 측정하여 하기 표 1에 또한 나타내었다. 한편 상기 경도는 마이크로경도측정기를 이용하여 하중 1g 조건으로 측정된 비커스(Hv,1g)경도값을 말한다.
또한 하기 표 1에서 합금층의 내박리성의 평가는 3점굽힘가공시험기를 이용하여 안쪽각도를 30도로 하고 안쪽에 테이프를 부착한 다음, 떼어내고 테이프에 묻은 박리상태로 평가하였다. 구체적으로, 아래와 같이 평가하였다.
[내박리성 평가 범례]
○ : 박리가 없어 테이프에 박리편이 묻지 않는다
▲ : 일부 박리가 발생되고 테이프에 약간 묻어 나온다
X : 박리발생으로 테이프에 묻어 나온다
구분 도금욕 성분 (wt%) 도금후냉각속도(℃/s) 열처리조건 내박리성 도금층 구성 도금층 경도
Si Fe 가열온도(℃) 가열시간(s) 확산층 합금층
발명예1 11 2 30 990 2 ○ 있음 없음 602
발명예2 11 2 30 990 10 ○ 있음 없음 522
비교예1 8 2 30 980 2 x 있음 있음 918
비교예2 8 2 30 930 5 x 있음 있음 954
발명예3 8 2 30 980 10 ○ 있음 없음 451
발명예4 8 2 30 900 30 ○ 있음 없음 546
발명예5 1 0.2 30 980 2 ○ 있음 없음 476
발명예6 1 0.2 30 900 30 ○ 있음 없음 502
비교예3 1 0.2 30 700 2 ▲ 없음 없음 205
발명예7 1 0.2 30 990 30 ○ 있음 없음 300
*표 1에서 확산층은 Al이 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층을 의미하며, 합금층은 Fe2Al5 화합물과 FeAlSi 화합물을 포함하는 경질의 합금층을 말한다.
상기 표 1에 나타난 바와 같이, 본 발명예 1~7의 경우 도금층이 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층으로만 구성되어 내박리성이 우수함을 알 수 있다. 도 3과 도 4는 표 1 중 발명예의 성형 부재의 단면 조직사진과 내박리성을 각각 평가한 것으로, 도 3와 같이 합금층이 단일상의 확산층인 것을 확인할 수 있으며, 도 4와 같이 박리가 전혀 발생 되지 않음을 알 수 있다.
한편 도 1과 도 2는 비교예 2 성형 부재에 대한 종단면조직과 내박리성을 각각 평가한 것으로, 도 1과 같이 합금층이 확산층과 경질층의 혼합으로 구성되어 있고, 이에 따라, 도 2와 같이 박리가 많이 발생 되는 것을 확인할 수 있다. 도 2에서 가운데 검은색 부분이 박리된 물질이다.
아울러, 표 1과 같이, 비교예 1-2의 경우 확산층과 합금층 2층 구조로서 모두 비커스 경도가 600(Hv)을 훨씬 초과하거나, 혹은 비교예 3과 같이 합금화가 진행되지 않아서 경도가 300(Hv)미만이고 마르텐사이트가 안정적으로 생성되지 않는다는 문제가 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 소지강판의 표면에 용융알루미늄 도금층이 형성되고 있는 HPF 성형부재에 있어서, 상기 소지강판은, 중량%로 C:0.18~0.25%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.9~1.5%, P:0.03% 이하, S:0.01%이하, Al:0.01~0.05%, Cr:0.05~0.5%, Ti:0.01~0.05%, B:0.001~0.005, N:0.009%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고;
    상기 도금층은 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지고; 그리고 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 확산층은 그 두께가 2~10㎛ 범위에 있는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재.
  6. 제 1항과 같은 강 조성성분을 갖는 강판을 마련하는 공정;
    상기 강판을 550~850℃의 온도로 가열한 후, 640~680℃로 유지되고, 그 조성성분이 중량%로, Si 1~11%, Fe:3% 미만, 잔부 Al 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되는 용융알루미늄 도금욕에 침지하여 용융알루미늄 도금처리하는 공정;
    상기 용융알루미늄 도금강판을 900~990℃의 온도로 가열한 후, 2~30분 유지함으로써 그 표면의 용융알루미늄 도금층을 합금화시키는 공정; 및
    상기 합금화된 용융알루미늄 도금강판을 열간성형함과 동시에, 300℃이하의 온도범위까지 급냉시킴으로써 HPF 성형품을 제조하는 공정;을 포함하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법
  7. 제 6항에 있어서, 상기 합금화된 도금층은 Al 고용된 α-Fe로 이루어진 단일의 연질 확산층만으로 이루어지고; 그리고 상기 확산층은 그 경도가 300~600(Hv)인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서, 상기 확산층은 그 두께가 2~40㎛인 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 확산층은 그 두께가 2~10㎛ 범위에 있는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서, 상기 확산층은 자체 중량%로 Si, Mn, Al 중 1종 또는 2종 이상을 1.0~5.0%로 포함하는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서, 상기 확산층은 자체중량%로 Cr, Mo, Ti 중 1종 또는 2종 이상을 0.2~1.0%로 포함하는 것을 특징으로 하는 내박리성이 우수한 HPF 성형부재의 제조방법.
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