WO2023058827A1 - 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품 - Google Patents

열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품 Download PDF

Info

Publication number
WO2023058827A1
WO2023058827A1 PCT/KR2022/001410 KR2022001410W WO2023058827A1 WO 2023058827 A1 WO2023058827 A1 WO 2023058827A1 KR 2022001410 W KR2022001410 W KR 2022001410W WO 2023058827 A1 WO2023058827 A1 WO 2023058827A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
zinc
plating layer
less
hot
Prior art date
Application number
PCT/KR2022/001410
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
배선영
이재민
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Publication of WO2023058827A1 publication Critical patent/WO2023058827A1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23C2/14—Removing excess of molten coatings; Controlling or regulating the coating thickness
    • C23C2/16—Removing excess of molten coatings; Controlling or regulating the coating thickness using fluids under pressure, e.g. air knives
    • C23C2/18—Removing excess of molten coatings from elongated material
    • C23C2/20—Strips; Plates
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment

Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a steel sheet for hot pressing and a hot stamping part manufactured using the same.
  • high-strength steel for weight reduction and stability of automobiles is increasing.
  • high-strength steel can secure high-strength characteristics compared to its weight, but it is difficult to form a product having a complex and precise shape due to breakage of the material or spring back phenomenon during processing. Therefore, as a method for solving these problems, the application of hot press molding is expanding.
  • Hot press forming facilitates forming of steel materials by heating and press-processing steel sheets at high temperatures, and secures the strength of molded products by performing rapid cooling through a mold.
  • the steel sheet is heated to a high temperature for hot press forming, there is a problem in that the surface of the steel sheet is oxidized.
  • US Patent Registration No. 6,296,805 proposes a method of hot press forming an aluminum-plated steel sheet. According to the invention of US Patent No. 6,296,805, since the aluminum plating layer exists on the surface of the steel sheet, oxidation of the surface of the steel sheet due to heating of the steel sheet can be prevented.
  • Al-Si-based plating is applied by hot stamping.
  • Al-Si-based plating has excellent high-temperature oxidation resistance, but due to the high hardness of the plating layer and the pores present on the plating surface after hot stamping, the plating layer cracks and falls off during processing, reducing the molding workability and corrosion resistance due to the loss of the plating layer.
  • existing Al-Si-based hot stamping plating materials have a function of corrosion resistance of the plating layer after hot stamping, which simply acts as a protective film, so that the plating layer lost due to friction during molding is easily applied when exposed to a corrosive environment. cries will occur.
  • Embodiments of the present invention provide a hot-pressing steel sheet having sacrificial anticorrosiveness and excellent processability by adding Si, Zn, and Mg in an appropriate ratio in forming an aluminum-based plating layer, and hot stamping parts manufactured using the same.
  • the base steel plate and a plating layer disposed on the base steel sheet and containing zinc (Zn), magnesium (Mg), silicon (Si), aluminum (Al), iron (Fe), and other unavoidable impurities.
  • the hot stamping part includes an alloying layer, an intermediate alloy layer, and a surface layer sequentially stacked from the base steel sheet, and the intermediate alloy layer includes a zinc rich phase.
  • the zinc enriched phase includes zinc (Zn): 50 wt% to 99 wt%, iron (Fe): 5 wt% to 20 wt%, aluminum (Al): 0 wt% to 5 wt%, Silicon (Si): 0 wt% to 1 wt% and magnesium (Mg): 0 wt% to 5 wt% may be included.
  • the zinc-enriched phase may be included in 3% to 10% in the intermediate alloy layer.
  • the surface layer may include a first enriched portion in which zinc (Zn) is enriched.
  • the first thickening part may have an average thickness of 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • the first enrichment unit contains iron (Fe): 2 wt% to 12 wt%, aluminum (Al): 0 wt% to 10 wt%, silicon (Si): 0 wt% to 2 wt%, Magnesium (Mg): 1 wt% to 10 wt% and zinc (Zn): 40 wt% to 80 wt%.
  • the surface layer may further include a second enriched portion in which magnesium (Mg) is concentrated.
  • the second enrichment unit contains iron (Fe): 10 wt% to 20 wt%, aluminum (Al): 1 wt% to 20 wt%, silicon (Si): 0 wt% to 2 wt%, Zinc (Zn): 5 wt% to 20 wt% and magnesium (Mg): 10 wt% to 40 wt% may be included.
  • the average thickness of the plating layer may be 15 ⁇ m to 40 ⁇ m.
  • the base steel plate And disposed on the base steel sheet, zinc (Zn): 30 wt% to 45 wt%, magnesium (Mg): 0.2 wt% to 3 wt%, silicon (Si): 1 wt% to 5 wt%, the remainder
  • zinc (Zn) 30 wt% to 45 wt%
  • magnesium (Mg) 0.2 wt% to 3 wt%
  • silicon (Si) 1 wt% to 5 wt%
  • the remainder There is provided a steel sheet for hot pressing having a; plating layer containing aluminum (Al) and other unavoidable impurities.
  • a steel sheet for hot pressing having sacrificial anticorrosiveness and excellent workability and a hot stamping part manufactured using the same can be manufactured by adding Zn in an appropriate ratio.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a cross section of a steel sheet for hot pressing according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a steel sheet for hot pressing shown in FIG. 1 .
  • FIG. 3 is a TEM (Transmission Electron Microscopy) image of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a mapped image of zinc (Zn) components based on FIG. 3 .
  • FIG. 5 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • a part such as a film, region, component, etc. is said to be on or on another part, not only when it is directly above the other part, but also when another film, region, component, etc. is interposed therebetween.
  • films, regions, components, etc. when films, regions, components, etc. are connected, when films, regions, and components are directly connected, or/and other films, regions, and components are interposed between the films, regions, and components. Including cases of indirect connection. For example, when a film, region, component, etc. is electrically connected in this specification, when a film, region, component, etc. is directly electrically connected, and/or another film, region, component, etc. is interposed therebetween. This indicates an indirect electrical connection.
  • a and/or B represents the case of A, B, or A and B.
  • at least one of A and B represents the case of A, B, or A and B.
  • the x-axis, y-axis, and z-axis are not limited to three axes on the Cartesian coordinate system, and may be interpreted in a broad sense including them.
  • the x-axis, y-axis, and z-axis may be orthogonal to each other, but may refer to different directions that are not orthogonal to each other.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a cross section of a steel sheet for hot pressing according to an embodiment of the present invention.
  • a steel sheet 10 for hot pressing may include a base steel sheet 100' and a plating layer 200' disposed on the base steel sheet 100'. .
  • the base steel sheet 100 ′ may be a steel sheet manufactured by performing a hot rolling process and a cold rolling process on a steel slab cast to include a predetermined amount of a predetermined alloy element.
  • the base steel sheet 100' may include a first alloy composition.
  • the first alloy composition contains 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or more and 3.0 wt% or less of silicon (Si), 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less of manganese (Mn), and more than 0 phosphorus (P). It may contain 0.1 wt% or less, sulfur (S) greater than 0 and 0.1 wt% or less, the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the first alloy composition may further include one or more of boron (B), titanium (Ti), niobium (Nb), chromium (Cr), molybdenum (Mo), and nickel (Ni).
  • the first alloy composition includes boron (B) 0.0001 wt% or more and 0.005 wt% or less, titanium (Ti) 0.01 wt% or more and 0.1 wt% or less, niobium (Nb) 0.01 wt% or more and 0.1 wt% or less, chromium (Cr) ) 0.01wt% or more and 0.5wt% or less, molybdenum (Mo) 0.01wt% or more and 0.5wt% or less, and nickel (Ni) 0.01wt% or more and 1.0wt% or less may further include one or more components.
  • Carbon (C) is a major element that determines the strength and hardness of the base steel sheet 100', and is added for the purpose of securing the tensile strength of the base steel sheet 100' after the hot press process and securing hardenability characteristics. do.
  • Such carbon may be included in an amount of 0.01wt% to 0.5wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'. If the carbon content is less than 0.01wt%, it is difficult to secure the mechanical strength of the base steel sheet 100', whereas if the carbon content exceeds 0.5wt%, the toughness of the base steel sheet 100' or brittleness control problems may cause
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the base steel sheet 100'.
  • Silicon (Si) as a solid-solution strengthening element, can improve the ductility of the base steel sheet 100' and improve the carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides.
  • silicon (Si) is a key element for hot rolling, cold rolling, hot press structure homogenization (perlite, manganese segregation zone control), and fine dispersion of ferrite. Silicon may be included in an amount of 0.01wt% to 3.0wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'.
  • Manganese (Mn) is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment.
  • Manganese may be included in an amount of 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100'. If the manganese content is less than 0.3 wt%, the crystal grain refinement effect is not sufficient, and the hard phase fraction in the molded article after hot pressing may be insufficient. On the other hand, if the content of manganese exceeds 5.0 wt%, ductility and toughness may be reduced due to segregation of manganese or pearlite band, and a deterioration in bending performance may occur and a heterogeneous microstructure may occur.
  • Phosphorus (P) may be included in an amount greater than 0 and less than 0.1 wt% with respect to the total weight of the base steel sheet 100' in order to prevent deterioration in the toughness of the base steel sheet 100'. If phosphorus exceeds 0.1 wt% in the base steel sheet 100', a phosphide iron compound is formed to decrease toughness, and cracks may be induced in the base steel sheet 100' during the manufacturing process.
  • S may be included in an amount greater than 0 and 0.1 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100'.
  • sulfur content exceeds 0.1 wt%, hot workability is deteriorated, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • Boron (B) is added for the purpose of securing hardenability and strength of the base steel sheet 100' by securing a martensitic structure, and has an effect of grain refinement by increasing the austenite grain growth temperature. Boron may be included in an amount of 0.0001 wt% to 0.005 wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'. When boron is included in the above range, it is possible to prevent grain boundary brittleness in the hard phase and to secure high toughness and bendability.
  • Titanium (Ti) may be added for the purpose of strengthening hardenability and improving the material by forming precipitates after hot press heat treatment. In addition, by forming a precipitate phase such as Ti(C,N) at high temperature, it effectively contributes to the refinement of austenite crystal grains. Titanium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.1wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'. When titanium is included in the content range, it is possible to prevent poor performance and coarsening of precipitates, easily secure physical properties of the steel, and prevent defects such as cracks on the surface of the steel.
  • Niobium is added for the purpose of increasing strength and toughness by reducing martensite packet size.
  • Niobium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.1wt based on the total weight of the base steel sheet 100'.
  • the crystal grain refinement effect of the steel material is excellent in the hot rolling and cold rolling process, cracking of the slab during steelmaking/playing, and brittle fracture of the product are prevented, and the generation of coarse precipitates in steelmaking can be minimized.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving hardenability and strength of the base steel sheet 100'. Chromium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.5wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'. When chromium is included in the above range, hardenability and strength of the base steel sheet 100' may be improved, and production cost increase and toughness decrease of the steel material may be prevented.
  • Molybdenum (Mo) can contribute to improving the strength of the base steel sheet 100' by suppressing coarsening of precipitates and increasing hardenability during hot rolling and hot pressing.
  • Such molybdenum (Mo) may be included in an amount of 0.01wt% to 0.5wt% based on the total weight of the base steel sheet 100'.
  • the plating layer 200' may be formed to a thickness of 10 ⁇ m to 50 ⁇ m on at least one surface of the base steel plate 100'.
  • the thickness of the plating layer 200' may mean an average thickness of the plating layer 200' over the entire area of the plating layer 200'.
  • the productivity of the steel sheet 10 for hot pressing decreases, and the roller or mold during the hot pressing process
  • the plating layer 200' is attached to the plated layer 200', and the plating layer 200' may be peeled off from the base steel sheet 100'.
  • the plating layer 200' may include silicon (Si), zinc (Zn), magnesium (Mg), aluminum (Al), and other unavoidable impurities.
  • Silicon (Si) may be added for the purpose of improving the workability of the plating layer 200' by reducing the growth of the alloy layer during plating. Silicon (Si) may be included in an amount of 1 wt% or more and 5 wt% or less, preferably 1 wt% to 3 wt%, based on the total weight of the plating layer 200'. When the content of silicon (Si) is less than 1 wt%, it is insufficient to control the growth of the alloy layer in the hot stamping heat treatment process of the plating layer 200', and thus the processability of the plating layer 200' may decrease during processing.
  • silicon (Si) exceeds 5wt%
  • silicon (Si) is precipitated in a coarse single-phase form during plating in a cold rolling process, and workability and corrosion resistance may be deteriorated.
  • silicon (Si) is excessively included as such, the physical properties of the steel sheet 10 for hot pressing may be insufficient to be used for general building materials or home appliances.
  • silicon (Si) is excessively included, after hot stamping the steel sheet 10 for hot pressing, a phase having a high silicon (Si) content is increased in the intermediate alloy layer 220 to be described later, and the silicon (Si) content As the fraction of this high phase increases, the corrosion resistance of the plating layer 200' after hot stamping may decrease.
  • Zinc (Zn) may be added for the purpose of improving sacrificial corrosion protection.
  • Zinc (Zn) may be included in an amount of 30wt% to 45wt% based on the total weight of the plating layer 200'.
  • the content of zinc (Zn) is less than 30wt%, the content of zinc (Zn) included in the plating layer 200' is insufficient, so that a zinc rich phase to be described later is not formed in the plating layer 200'. 200') may not sufficiently express corrosion resistance through the sacrificial corrosion resistance.
  • the content of zinc (Zn) exceeds 45wt%
  • the zinc (Zn) component scatters from the plating bath during the cold rolling process, and the probability of generating Zn Ash (ZnO) defects increases, so the plating quality may deteriorate.
  • the content of zinc (Zn) exceeds 45 wt%
  • the probability of occurrence of liquid metal embrittlement in the processing part during high-temperature processing after hot stamping heat treatment may increase. That is, when the content of zinc (Zn) exceeds 45wt%, liquefaction of the coating layer easily occurs during high-temperature heat treatment due to the low melting point of zinc, and then tensile stress acts during high-temperature forming such as hot stamping. Fracture of parent material may occur.
  • Magnesium (Mg) may be added for the purpose of improving corrosion resistance. Magnesium (Mg) may be included in an amount of 0.2 wt% to 3 wt%, preferably 0.2 wt% to 1 wt%, based on the total weight of the plating layer 200'. When the content of magnesium (Mg) is less than 0.2wt%, the effect of improving corrosion resistance may not be sufficiently expressed. When the content of magnesium (Mg) exceeds 3 wt%, surface quality may be deteriorated during plating due to excessive oxidation of magnesium (Mg).
  • an aluminum-rich region (Al-rich) and a zinc-rich region (Zn-rich) may exist on the surface of the plating layer 200'.
  • the aluminum-enriched region (Al-rich) may mean a region in which aluminum (Al) is concentrated at a high rate
  • the zinc-rich region (Zn-rich) may mean a region in which zinc (Zn) is concentrated at a high rate.
  • a magnesium (Mg) compound and/or a magnesium (Mg) alloy phase may be included on the surface of the plating layer 200'.
  • FIG. 2 is a flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a steel sheet for hot pressing shown in FIG. 1 .
  • a method of manufacturing a steel sheet for hot pressing will be described with reference to FIG. 1 together.
  • a method for manufacturing a steel sheet for hot pressing includes a hot rolling step of a steel slab (S110), a cooling/coiling step (S120), a cold rolling step (S130), an annealing heat treatment step (S140), and melting A plating step (S150) may be included.
  • a steel slab in a semi-finished state to be subjected to a process of forming a coated steel sheet is prepared.
  • the steel slab contains 0.15 wt% to 0.40 wt% of carbon (C), 0.05 wt% to 3.0 wt% of silicon (Si), 0.1 wt% to 5.0 wt% of manganese (Mn), and more than 0.05 wt% of phosphorus (P).
  • Sulfur (S) greater than 0 and 0.03 wt% or less, aluminum (Al) greater than 0 and 0.1 wt% or less, the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities may be included.
  • the steel slab may further include one or more components of 0.0005wt% to 0.01wt% of boron (B).
  • the steel slab is reheated.
  • the slab reheating temperature (SRT) may be 1200 ° C to 1400 ° C. If the slab reheating temperature (SRT) is lower than 1200 ° C., there is a problem that the components segregated during casting are not sufficiently re-dissolved, making it difficult to see a large homogenization effect of alloy elements and a large solid solution effect of titanium (Ti).
  • the reheated steel slab is hot rolled at a predetermined finish rolling temperature.
  • the finishing delivery temperature (FDT) may be 880 °C to 950 °C.
  • the finish rolling temperature (FDT) is lower than 880 ° C, it is difficult to secure the workability of the steel sheet due to the occurrence of a mixed structure due to abnormal region rolling, and there is a problem of deterioration in workability due to non-uniform microstructure, as well as rapid phase change. Due to this, a problem of sheet passability occurs during hot rolling.
  • the finish rolling temperature (FDT) exceeds 950° C., the austenite grains are coarsened. In addition, there is a risk that the TiC precipitate is coarsened and the performance of the final part is deteriorated.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a predetermined coiling temperature (CT) and wound.
  • CT coiling temperature
  • the winding temperature may be 550 °C to 800 °C.
  • the coiling temperature affects the redistribution of carbon (C), and if the coiling temperature is less than 550 ° C, the low-temperature phase fraction due to overcooling increases, so there is a risk of increasing strength and intensifying the rolling load during cold rolling, and ductility rapidly decreases There is a problem being Conversely, when the coiling temperature exceeds 800° C., there is a problem in that formability and strength deteriorate due to abnormal crystal grain growth or excessive crystal grain growth.
  • the rolled steel sheet is uncoiled, pickled, and then cold rolled. At this time, pickling is performed for the purpose of removing the scale of the rolled steel sheet, that is, the hot-rolled coil manufactured through the hot-rolling process.
  • the annealing heat treatment step (S140) is a step of annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 700° C. or higher.
  • the annealing heat treatment temperature may be 700 °C to 850 °C.
  • Annealing may be performed in a reducing atmosphere composed of 10 to 30% hydrogen and 70 to 90% nitrogen.
  • the annealing heat treatment may include heating the cold-rolled sheet material and cooling the heated cold-rolled sheet material at a predetermined cooling rate.
  • the hot-dip plating step (S150) is a step of forming a plating layer on the annealed and heat-treated steel sheet.
  • a plating layer 200' may be formed on the steel sheet subjected to the annealing heat treatment, that is, the base steel sheet 100'.
  • the base steel sheet 100' is immersed in a plating bath having a temperature of 520°C to 660°C, more preferably 550°C to 660°C, on the surface of the base steel sheet 100'.
  • a step of forming a hot-dip plating layer and a cooling step of forming a plating layer 200' by cooling the base steel sheet 100' on which the hot-dip plating layer is formed may be included.
  • the plating bath may include 30 wt% to 45 wt% of zinc (Zn), 1 wt% to 5 wt% of silicon (Si), 0.2 wt% to 3 wt% of magnesium (Mg), and the balance of aluminum (Al). there is. More preferably, the plating bath contains 30 wt% to 45 wt% of zinc (Zn), 1 wt% to 3 wt% of silicon (Si), 0.2 wt% to 1 wt% of magnesium (Mg), and the balance of aluminum (Al).
  • Zn zinc
  • Si silicon
  • Mg 0.2 wt% to 3 wt% of magnesium
  • Al aluminum
  • silicon (Si) included in the plating bath may be added for the purpose of improving the workability of the plating layer 200' by reducing the growth of the alloy layer during plating.
  • silicon (Si) is less than 1 wt%, it is insufficient to control the growth of the alloy layer in the hot stamping heat treatment process of the plating layer 200', and thus the processability of the plating layer 200' may decrease during processing.
  • silicon (Si) exceeds 5wt%, silicon (Si) is precipitated in a coarse single-phase form during plating in a cold rolling process, and workability and corrosion resistance may be deteriorated.
  • Zinc (Zn) included in the plating bath may be added for the purpose of improving sacrificial corrosion protection.
  • the content of zinc (Zn) is less than 30 wt%, the content of zinc (Zn) included in the plating layer 200' is insufficient, so that a zinc rich phase to be described later is not formed within an appropriate range in the plating layer 200'. Therefore, corrosion resistance through the sacrificial corrosion resistance of the plating layer 200' may not be sufficiently expressed.
  • the content of zinc (Zn) exceeds 45wt%, the zinc (Zn) component scatters from the plating bath during the cold rolling process, and the probability of generating Zn Ash (ZnO) defects increases, so the plating quality may deteriorate.
  • the content of zinc (Zn) exceeds 45 wt%, the probability of occurrence of liquid metal embrittlement in the processing part during high-temperature processing after hot stamping heat treatment may increase.
  • Magnesium (Mg) included in the plating bath may be added for the purpose of improving corrosion resistance.
  • the content of magnesium (Mg) is less than 0.2wt%, the effect of improving corrosion resistance may not be sufficiently expressed.
  • the content of magnesium (Mg) exceeds 3 wt%, surface quality may be deteriorated during plating due to excessive oxidation of magnesium (Mg).
  • the cooling step of cooling the base steel sheet 100' on which the hot-dip plating layer is formed may include a cooling step of cooling the base steel sheet 100' from the temperature of the plating bath to room temperature at an average cooling rate. At this time, the temperature of the plating bath The overall average cooling rate for cooling from to room temperature may be 5 ° C / s to 30 ° C / s.
  • the plating layer 200' formed through the above-described process may be an Al-Si-Zn-Mg-based plating layer, and may be formed with an adhesion amount of 20 g/m 2 to 100 g/m 2 on at least one surface of the base steel sheet 100'.
  • the thickness of the plating layer 200' can be adjusted by spraying air or gas onto the base steel sheet 100' and wiping the hot-dip plating layer before cooling the base steel sheet 100' on which the hot-dipping layer is formed.
  • FIG. 3 is a TEM (Transmission Electron Microscopy) image of a cross section of a hot stamping part according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 4 is an image in which zinc (Zn) components are mapped based on FIG. 3 .
  • the hot stamping part 20 may include a base steel plate 100 and a plating layer 200 attached on the base steel plate 100 .
  • the hot stamping part 20 according to an embodiment of the present invention may be manufactured by hot stamping the steel sheet 10 for hot pressing described with reference to FIGS. 1 and 2 .
  • the base steel sheet 100 may be a steel sheet manufactured by performing a hot rolling process and/or a cold rolling process on a slab cast to include a predetermined amount of a predetermined alloy element.
  • the base steel sheet 100 may include a first alloy composition.
  • the first alloy composition contains 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or more and 3.0 wt% or less of silicon (Si), 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less of manganese (Mn), and more than 0 phosphorus (P). It may contain 0.1 wt% or less, sulfur (S) greater than 0 and 0.1 wt% or less, the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the first alloy composition may further include one or more of boron (B), titanium (Ti), niobium (Nb), chromium (Cr), molybdenum (Mo), and nickel (Ni).
  • the first alloy composition includes boron (B) 0.0001 wt% or more and 0.005 wt% or less, titanium (Ti) 0.01 wt% or more and 0.1 wt% or less, niobium (Nb) 0.01 wt% or more and 0.1 wt% or less, chromium (Cr) ) 0.01wt% or more and 0.5wt% or less, molybdenum (Mo) 0.01wt% or more and 0.5wt% or less, and nickel (Ni) 0.01wt% or more and 1.0wt% or less may further include one or more components.
  • Carbon (C) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet 100.
  • Carbon is a major element that determines the strength and hardness of the base steel sheet 100, and is added for the purpose of securing tensile strength and hardenability of the base steel sheet 100 after the hot stamping process.
  • Carbon may be included in an amount of 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100 .
  • the carbon content is less than 0.01wt%, it is difficult to secure a hard phase (martensite, etc.) and thus it is difficult to satisfy the mechanical strength of the base steel sheet 100.
  • the carbon content exceeds 0.5 wt%, brittleness of the base steel sheet 100 or reduction in bending performance may be caused.
  • Silicon (Si) acts as a ferrite stabilizing element in the base steel sheet 100.
  • Silicon (Si) as a solid-solution strengthening element, improves the strength of the base steel sheet 100 and improves carbon concentration in austenite by suppressing the formation of low-temperature carbides.
  • silicon is a key element for hot rolling, cold rolling, hot press structure homogenization (perlite, manganese segregation zone control), and fine dispersion of ferrite. Silicon acts as a martensitic strength heterogeneity control element and serves to improve impact performance.
  • Such silicon may be included in an amount of 0.01 wt% or more and 3.0 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100 .
  • the content of silicon is less than 0.01wt%, it is difficult to obtain the above-mentioned effect, cementite formation and coarsening may occur in the final hot stamping martensite structure, and the uniformity effect of the base steel sheet is insignificant and the V-bending angle cannot be secured. do.
  • the content of silicon exceeds 0.3wt%, hot rolling and cold rolling loads increase, hot rolled red scale is excessive, and plating characteristics of the base steel sheet 100 may be deteriorated.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element in the base steel sheet 100. Manganese is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment. Such manganese may be included in an amount of 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100. When the content of manganese is less than 0.3 wt%, the hardenability effect is not sufficient, and the hard phase fraction in the molded article after hot stamping may be insufficient due to insufficient hardenability.
  • Phosphorus (P) may be included in an amount greater than 0 and 0.1 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet in order to prevent deterioration in toughness of the base steel sheet 100 .
  • the content of phosphorus exceeds 0.1 wt%, iron phosphide compounds are formed to deteriorate toughness and weldability, and cracks may be induced in the base steel sheet during the hot stamping process.
  • S may be included in an amount greater than 0 and 0.1 wt% or less based on the total weight of the base steel sheet 100. If the sulfur content exceeds 0.1 wt%, hot workability, weldability, and impact characteristics after hot stamping may deteriorate, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • Boron (B) is added for the purpose of securing hardenability and strength of the base steel sheet 100 by suppressing ferrite, pearlite, and bainite transformation to secure a martensitic structure, and grain refinement effect by increasing austenite grain growth temperature have Boron may be included in an amount of 0.0001 wt% to 0.005 wt% based on the total weight of the base steel sheet 100.
  • boron is included in the above range, it is possible to prevent grain boundary brittleness in the hard phase and to secure high toughness and bendability.
  • Titanium (Ti) may be added for the purpose of strengthening hardenability and improving the material by forming precipitates after the hot stamping process. In addition, by forming a precipitate phase such as Ti(C,N) at high temperature, it effectively contributes to the refinement of austenite crystal grains. Titanium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.1wt% based on the total weight of the base steel sheet 100. When titanium is included in the content range, it is possible to prevent poor performance and coarsening of precipitates, easily secure physical properties of the steel, and prevent defects such as cracks on the surface of the steel.
  • Niobium is added for the purpose of increasing strength and toughness by reducing martensite packet size.
  • Niobium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.1wt based on the total weight of the base steel sheet 100.
  • the crystal grain refinement effect of the steel material is excellent in the hot rolling and cold rolling process, cracking of the slab during steelmaking/playing, and brittle fracture of the product are prevented, and the generation of coarse precipitates in steelmaking can be minimized.
  • Chromium (Cr) is added for the purpose of improving hardenability and strength of the base steel sheet 100.
  • Chromium may be included in an amount of 0.01wt% to 0.5wt% based on the total weight of the base steel sheet 100.
  • chromium is included in the above range, it is possible to improve hardenability and strength of the base steel sheet 100, and to prevent an increase in production cost and a decrease in toughness of steel.
  • Molybdenum (Mo) may contribute to improving the strength of the base steel sheet 100 by suppressing coarsening of precipitates and increasing hardenability during hot rolling and hot pressing. Such molybdenum (Mo) may be included in an amount of 0.01 wt % to 0.5 wt % based on the total weight of the base steel sheet 100 .
  • the hot stamping part 20 may include a plating layer 200 attached on the base steel sheet 100 .
  • the plating layer 200 may include silicon (Si), zinc (Zn), magnesium (Mg), aluminum (Al), iron (Fe), and other unavoidable impurities.
  • the plating layer 200 may have a thickness of 15 ⁇ m to 40 ⁇ m. In this case, the thickness of the plating layer 200 may mean an average thickness of the plating layer 200 .
  • the thickness of the plating layer 200 is less than 15 ⁇ m, corrosion resistance as the plating layer 200 is not sufficiently exhibited, and when the thickness of the plating layer 200 exceeds 40 ⁇ m, there is a concern that the plating layer 200 may be peeled off during the hot stamping process.
  • the plating layer 200 may include an alloying inhibition layer 210, an intermediate alloy layer 220, and a surface layer 230 sequentially stacked on the base steel sheet 100.
  • the alloying prevention layer 210 is a layer disposed closest to the base steel sheet 100 and may be a layer having an iron (Fe) content in the plating layer 200 as high as possible.
  • the anti-alloying layer 210 is a layer produced by mutual diffusion of an iron (Fe) component in the base steel sheet 100 and an aluminum (Al) component in the plating layer 200, and is Fe-Al and/or Fe-Al-Si. compounds may be included. Since the alloying prevention layer 210 has a higher melting point than the surface layer 230, the surface layer 230 is melted during the hot stamping process, so that aluminum (Al) penetrates into the structure of the base steel sheet 100. Liquid metal embrittlement ( Liquid Metal Embrittlement (LME) can be prevented from occurring.
  • Liquid metal embrittlement Liquid Metal Embrittlement (LME) can be prevented from occurring.
  • the thickness of the anti-alloying layer 210 may be provided with 20 ⁇ m or less, more preferably 15 ⁇ m or less. When the thickness of the anti-alloying layer 210 is formed to exceed 20 ⁇ m, a problem in that the plated layer 200 in the processing region may be removed during the hot stamping process may occur.
  • the thickness of the anti-alloying layer 210 may be controlled by the content of silicon (Si) or heat treatment conditions.
  • the anti-alloying layer 210 may include 70wt% or more and 90wt% or less of iron (Fe), 5wt% or more and 15wt% or less of aluminum (Al), and 0.5wt% or more and 4wt% or less of silicon (Si). .
  • the intermediate alloy layer 220 is a layer that plays a major role in forming corrosion resistance of the entire plating layer 200, and may contain a relatively large amount of zinc (Zn) compared to the alloying prevention layer 210.
  • the intermediate alloy layer 220 may include a zinc rich phase 222 in which zinc is intensively precipitated.
  • the zinc enriched phase 222 may be randomly precipitated in the intermediate alloy layer 220 as shown in FIGS. 3 and 4 .
  • the zinc content In order for the zinc enriched phase 222 to appear in the intermediate alloy layer 220, the zinc content must be 30wt% to 45wt% in the plating layer 200' of the steel sheet 10 for hot pressing before hot stamping described with reference to FIG. 1. do. When the zinc content in the plating layer 200' is less than 30wt%, the zinc enriched image 222 may not be formed.
  • the zinc enriched phase 222 in the intermediate alloy layer 220 may be included in an area fraction of about 3% or more and about 10% or less.
  • the zinc enriched phase 222 is included in less than 3% in the intermediate alloy layer 220, it is insufficient to express corrosion resistance through sacrificial corrosion protection, and if it is included in more than 10%, during processing or welding after hot stamping heat treatment The probability of occurrence of the LME phenomenon may increase. Therefore, when the zinc enriched phase 222 is included in an amount of about 3% or more and 10% or less in the intermediate alloy layer 220, the corrosion resistance of the plating layer 200 is enhanced and the LME phenomenon due to the low melting point of zinc is prevented from occurring. It can be prevented.
  • the temperature during hot stamping should be controlled to about 900° C. or higher and 950° C. or lower.
  • hot stamping is performed at a temperature of 900° C. or more and 950° C. or less, zinc distributed on aluminum in the plating layer 200 may escape and precipitate in the intermediate alloy layer 220 .
  • the temperature is less than 900 ° C during hot stamping, diffusion of zinc occurs relatively weakly, so that the zinc enriched phase 222 is not formed in the intermediate alloy layer 220, and when the temperature exceeds 950 ° C during hot stamping, excessive Zn Ash
  • the surface appearance and plating quality of the plating layer 200 may be deteriorated by generating (ZnO) defects.
  • Corrosion resistance of the plating layer 200 may be improved through the zinc enriched phase 222 included in the intermediate alloy layer 220 .
  • the zinc enriched phase 222 contains zinc (Zn) of 50 wt% or more and 99 wt% or less, iron (Fe) of 5 wt% or more and 20 wt% or less, aluminum (Al) of 0 wt% or more and 5 wt% or less, and silicon (Si) 0 wt%. % or more and 1 wt% or less, and magnesium (Mg) may include 0 wt% or more and 5 wt% or less.
  • the surface layer 230 is substantially provided on the surface layer portion of the plating layer 200 and preemptively takes charge of corrosion resistance, and is a region in which zinc (Zn) is concentrated (hereinafter, a first enriched portion) and magnesium (Mg) are concentrated. A region (hereinafter referred to as a second enrichment unit) may be included.
  • the surface layer 230 may include 20 wt% or more and 45 wt% or less of iron (Fe), 10 wt% or more and 35 wt% or less of aluminum (Al), and zinc (Zn) and magnesium (Mg).
  • the surface layer 230 may include a first enriched portion 231 in which zinc (Zn) is concentrated and a second enriched portion 232 in which magnesium (Mg) is concentrated.
  • the first enrichment portion 231 appears in a relatively bright color
  • the second enrichment portion 232 appears in a relatively dark color.
  • the first enrichment unit 231 and the second enrichment unit 232 may serve to improve corrosion resistance by a corrosion product generated by participating in a chemical reaction in a corrosive environment.
  • the first enrichment part 231 and the second enrichment part 232 may be formed through a hot stamping process. That is, the first enrichment unit 231 and the second enrichment unit 232 may not exist in the plating layer 200' of the hot-pressed steel sheet 10 described with reference to FIGS. 1 and 2 before the hot stamping process. . That is, the zinc (Zn) and magnesium (Mg) components distributed in the plating layer 200' of the hot-pressed steel sheet 10 move to the surface layer of the plating layer 200 during the hot stamping process, and the hot stamping parts It can be distributed as a first enrichment part 231 and a second enrichment part 232 in the surface layer 230 of (20).
  • each of the first enrichment unit 231 and the second enrichment unit 232 may be formed as a separate layered structure.
  • the first enrichment unit 231 and the second enrichment unit 232 may be mixed and provided.
  • it may be a structure in which the second enrichment unit 232 is disposed on the first enrichment unit 231 in some areas, and the first enrichment unit 231 is placed on the second enrichment unit 232 in other partial areas.
  • the first enrichment unit 231 is disposed in a substantially layered structure, and the second enrichment unit 232 penetrates the first enrichment unit 231 to form an upper or lower portion of the first enrichment unit 231. It may also be a structure disposed at the bottom.
  • the average thickness of the first concentrated portion 231 is 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, more preferably 1 ⁇ m. It is preferable that it is formed to be 5 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less.
  • the first enrichment unit 231 contains iron (Fe) of 2wt% or more and 12wt% or less, aluminum (Al) of 0wt% or more and 10wt% or less, silicon (Si) of 0wt% or more and 2wt% or less, zinc (Zn) 40wt% or more and 80wt% or less and magnesium (Mg) 1wt% or more and 10wt% or less may be included.
  • the average thickness of the second enriched portion 232 is preferably formed to be 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • the second enrichment unit 232 includes iron (Fe) of 10wt% or more and 20wt% or less, aluminum (Al) of 1wt% or more and 20wt% or less, silicon (Si) of 0wt% or more and 2wt% or less, zinc (Zn) 5wt% or more and 20wt% or less and magnesium (Mg) 10wt% or more and 40wt% or less may be included.
  • the intermediate alloy layer 220 and the surface layer 230 are layers that form corrosion resistance of the plating layer 200, and the zinc enriched phase 222 is included in the intermediate alloy layer 220, and the surface layer 230 ), the first enrichment unit 231 may be included.
  • the zinc enriched image 222 and the first enriched portion 231 may contain a large amount of zinc (Zn), as can be seen from the image in which zinc (Zn) components are mapped as shown in FIG. 4 .
  • the corrosion resistance of the plating layer 200 can be further improved.
  • the intermediate alloy layer 220 plays a major role in forming the corrosion resistance of the entire plating layer 200, the corrosion resistance of the entire plating layer 200 is improved through the zinc enriched image 222 included in the intermediate alloy layer 220. and can effectively improve the LME phenomenon.
  • FIG. 5 is a flowchart illustrating a method of manufacturing a hot stamping part according to an embodiment of the present invention.
  • a steel sheet is prepared (S100), a heating step (S200), a transfer step (S300), a forming step (S400), and a cooling step (S500). ) may be included.
  • the step of preparing the steel sheet (S100) may be a step of manufacturing the steel sheet 10 for hot pressing as described with reference to FIG. 2 .
  • the steel sheet 10 for hot pressing may include a base steel sheet 100' and a plating layer 200' provided on the base steel sheet 100'.
  • the steel sheet 10 for hot pressing manufactured by the manufacturing method of FIG. 2 may further perform a post-processing step. That is, a post-treated steel sheet may be prepared by applying a Si-based inorganic post-treatment agent on the steel sheet on which the plating layer is formed to form a pre-post-treatment layer and drying the pre-treatment layer.
  • the steel sheet may be put into a heating furnace and heated.
  • the steel sheet may be heated to a target heating temperature in order to secure the material of the steel sheet and prevent evaporation of the plating layer in the heating furnace.
  • the steel sheet may be heated while remaining for about 3 minutes to 10 minutes in the heating step (S200).
  • the target heating temperature may be about 900 °C to 950 °C.
  • the temperature should be controlled to about 900° C. to 950° C. in the heating step (S200).
  • zinc distributed on aluminum in the plating layer may escape and precipitate in the intermediate alloy layer. If the temperature during hot stamping is less than 900°C, diffusion of zinc occurs relatively weakly, and a zinc enriched phase is not formed in the intermediate alloy layer. If the temperature exceeds 950°C during hot stamping, excessive Zn Ash (ZnO) defects occur. The surface appearance and plating quality of the plating layer may be impaired.
  • the precipitated zinc enriched phase may be included in an area fraction of about 3% to 10% in the intermediate alloy layer.
  • the corrosion resistance of the plating layer 200 can be enhanced and the LME phenomenon due to the low melting point of zinc can be prevented from occurring.
  • the zinc enriched phase includes zinc (Zn) 50wt% or more and 99wt% or less, iron (Fe) 5wt% or more and 20wt% or less, aluminum (Al) 0wt% or more and 5wt% or less, silicon (Si) 0wt% 1 wt% or less, and 0 wt% or more to 5 wt% or less of magnesium (Mg) may be included.
  • multi-stage heating or split heating may be performed in the heating step.
  • the multi-stage heating step may be a step of heating the steel sheet in stages, and the soak heating step may be a step of heating the multi-stage heated steel sheet to a uniform temperature.
  • the steel sheet may be gradually heated while passing through a plurality of sections provided in the heating furnace.
  • a plurality of sections provided in the heating furnace there may be a plurality of sections in which the multi-stage heating step is performed, and the temperature is set for each section so as to increase from the inlet of the heating furnace into which the steel plate is introduced to the exit of the heating furnace into which the steel plate is taken out.
  • a soak heating step may be performed after the multi-stage heating step.
  • the multi-stage heated steel sheet may be heat treated while passing through a section of a heating furnace set at a temperature of about Ac3 to about 910 °C. Also, among a plurality of sections provided in the heating furnace, at least one section in which the soak heating step is performed may be present.
  • the heated steel sheet may be transferred from the heating furnace to the press mold.
  • the blank heated in the transfer step (S300) may be air-cooled for 5 to 30 seconds.
  • the forming step (S400) is a step of hot stamping the transferred steel sheet to form a molded body, that is, a hot stamped part.
  • the molding start temperature may be about 550 °C to about 750 °C.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the cooling step (S500) is a step of cooling the formed molded body.
  • the average cooling rate may be about 25 °C/sec or more.
  • a final product may be formed by cooling the compact at the same time that it is molded into a final part shape in a press mold.
  • a cooling channel through which a refrigerant circulates may be provided in the press mold.
  • the heated blank can be quenched by circulation of the refrigerant supplied through the cooling channel provided in the press mold.
  • rapid cooling may be performed while pressurizing the press mold in a closed state.
  • it may be cooled at an average cooling rate of at least 10° C./s to the end temperature of martensite.
  • the blank may be held in the press mold for 3 to 20 seconds.
  • the holding time in the press mold is less than 3 seconds, the cooling of the material is not sufficiently performed, and the temperature deviation of each part due to the residual heat may affect the water intake quality. In addition, mechanical properties may not be secured because a sufficient amount of martensite is not generated. On the other hand, when the holding time in the press mold exceeds 20 seconds, the holding time in the press mold becomes long, and productivity may decrease.
  • the hot stamping part controlled through the manufacturing method according to an embodiment of the present invention includes a zinc rich phase in which zinc is concentrated and precipitated in the plating layer, particularly in the intermediate alloy layer, so that the corrosion resistance of the plating layer is improved. It can be.
  • the area fraction of the zinc enriched phase may be 3% or more and 10% or less in the intermediate alloy layer.
  • the steel sheet used as an example includes carbon (C) 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less, silicon (Si) 0.01 wt% or more and 3.0 wt% or less, manganese (Mn) 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less, phosphorus (P) More than 0 and less than 0.1wt%, sulfur (S) More than 0 and less than 0.1wt%, at least one of boron (B), titanium (Ti), niobium (Nb), chromium (Cr), molybdenum (Mo) and nickel (Ni) components, the balance of which includes iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm is immersed in an alkali solution at 50 ° C for 30 minutes, and then washed with water to remove foreign substances and oil on the surface. This specimen is annealed and then plated.
  • Annealing is performed in a reducing atmosphere composed of about 10% to 30% hydrogen and about 70% to 90% nitrogen, and the annealing heat treatment temperature is 700 ° C to 850 ° C.
  • the plating bath temperature is 520 ° C to 660 ° C.
  • the coated steel sheet under the above conditions it is heated at 900° C. to 950° C. for 3 minutes to 10 minutes for hot stamping, and then hot stamping is performed on the heated coated steel sheet using a press mold.
  • a specimen hereinafter referred to as a hot stamping part
  • Comparative Example 1 For hot stamping parts, a relative evaluation is conducted on the area where red rust occurs on the surface before electrodeposition coating, but as a comparative example (hereinafter referred to as Comparative Example 1), a hot-dip galvanized steel sheet that has undergone a hot stamping process (e.g., Al-Si coated steel sheet) Compared to , the case where the red rust generation area was very good was evaluated as ⁇ (excellent corrosion resistance), the excellent case was ⁇ (excellent corrosion resistance), the similar case was evaluated as ⁇ (average corrosion resistance), and the poor case was evaluated as X (poor corrosion resistance).
  • the zinc content in the plating layer of the steel sheet for hot pressing before hot stamping is 30wt. % or more and 45 wt% or less, and the heat treatment temperature in the heating step during hot stamping must satisfy 900 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • a zinc enriched phase may be precipitated in the intermediate alloy layer of the plating layer.
  • the area fraction of the zinc enriched phase is 3% or more and 10% or less in the intermediate alloy layer.
  • the content of zinc in the plating layer satisfies 30 wt% or more and 45 wt% or less, and the heat treatment temperature in the heating step during hot stamping was performed at 900 ° C or more and 950 ° C or less, It can be seen that the area fraction of the zinc enriched phase satisfies a range of 3% or more and 10% or less in the intermediate alloy layer. It can be seen that the corrosion resistance of Examples 1 to 3 before electrodeposition coating is excellent or very excellent when compared to Comparative Example 1.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시예는, 베이스 강판; 및 상기 베이스 강판 상에 배치되며, 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 도금층;을 구비하고, 상기 도금층은 상기 베이스 강판으로부터 순차적으로 적층된 합금화층, 중간합금층 및 표면층을 포함하고, 상기 중간합금층은 아연 농화상(Zn rich phase)을 포함하는, 핫 스탬핑 부품을 개시한다.

Description

열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품
본 발명의 실시예들은 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품에 관한 것이다.
근래 자동차 산업에서의 환경 규제와 안전기준이 강화됨에 따라, 자동차의 경량화 및 안정성을 위한 고강도강의 적용이 늘어나는 추세이다. 한편, 고강도강은 중량 대비 고강도 특성을 확보할 수 있으나, 가공 중 소재의 파단이 발생하거나, 스프링 백 현상이 발생하여 복잡하고 정밀한 형상의 제품의 성형에 어려움이 있다. 따라서, 이러한 문제점을 해결하기 위한 방법으로 열간 프레스 성형의 적용이 확대되고 있다.
열간 프레스 성형(핫 스탬핑)은 고온에서 강판을 가열하여 프레스 가공하므로 강재의 성형이 용이하며, 금형을 통해 급랭을 실시하므로 성형품의 강도를 확보할 수 있다. 그러나, 열간 프레스 성형을 위해 강판을 고온으로 가열하므로, 강판의 표면이 산화되는 문제가 있다. 이러한 문제를 해결하기 위해 미국 등록특허 제6,296,805호 발명은 알루미늄 도금을 실시한 강판을 열간 프레스 성형하는 방법을 제안하고 있다. 미국 등록특허 제6,296,805호 발명에 의하면 알루미늄 도금층이 강판 표면에 존재하므로 강판의 가열에 의해 강판의 표면이 산화되는 것을 방지할 수 있다.
이러한 알루미늄 도금층으로서, Al-Si계 도금이 핫 스탬핑에 적용되고 있다. 그러나 Al-Si계 도금은 내고온산화성은 우수하지만, 핫 스탬핑후 높은 경도의 도금층과 도금표면에 존재하는 기공으로 인하여 가공 시 도금층 크랙 및 탈락을 유발하여 성형 작업성 감소 및 도금층 손실에 의한 내식성을 감소시키는 단점을 가지고 있다. 뿐만 아니라 기존의 Al-Si계 핫스탬핑 도금재는 핫스탬핑 후 도금층이 가지는 내식성의 기능이 단순히 보호막으로만 작용하는 기능을 가지고 있어, 성형 시 마찰에 의해 손실된 도금층이 부식환경에 노출되었을때 쉽게 적청이 발생하게 된다.
이러한 문제를 개선하기 위해서 도금층의 금속물이 희생방식성을 가지는 Zn계 핫스탬핑 도금기술이 개발되었나 Zn이 가지는 고온의 핫스탬핑 공정에서 고휘발성과 고산화성 문제점과 고온 성형이 발생하는 액상금속취화(liquid metal embrittlement: LME) 현상으로 인해 상용화하는데 제약이 많은 실정이다.
본 발명의 실시예들은, 알루미늄계 도금층을 형성함에 있어서 Si, Zn 및 Mg를 적정 비율 첨가하여 희생방식성을 가지며 동시에 가공성이 우수한 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품을 제공한다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 베이스 강판; 및 상기 베이스 강판 상에 배치되며, 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 도금층;을 구비하고, 상기 도금층은 상기 베이스 강판으로부터 순차적으로 적층된 합금화층, 중간합금층 및 표면층을 포함하고, 상기 중간합금층은 아연 농화상(Zn rich phase)을 포함하는, 핫 스탬핑 부품이 제공된다.
본 실시예에 따르면, 상기 아연 농화상은 아연(Zn): 50 wt% 내지 99 wt%, 철(Fe): 5 wt% 내지 20 wt%, 알루미늄(Al): 0 wt% 내지 5 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 1 wt% 및 마그네슘(Mg): 0 wt% 내지 5 wt%을 포함할 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 아연 농화상은 상기 중간합금층 내에 3% 내지 10% 포함될 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 표면층은 아연(Zn)이 농화된 제1 농화부를 포함할 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1 농화부는 1㎛ 이상 10㎛ 이하의 평균 두께를 가질 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제1 농화부는 철(Fe): 2 wt% 내지 12 wt%, 알루미늄(Al): 0 wt% 내지10 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 2 wt%, 마그네슘(Mg): 1 wt% 내지 10 wt% 및 아연(Zn): 40 wt% 내지 80 wt%을 포함할 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 표면층은 마그네슘(Mg)이 농화된 제2 농화부를 더 포함할 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 제2 농화부는 철(Fe): 10 wt% 내지 20 wt%, 알루미늄(Al): 1 wt% 내지20 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 2 wt%, 아연(Zn): 5 wt% 내지 20 wt% 및 마그네슘(Mg): 10 wt% 내지 40 wt%을 포함할 수 있다.
본 실시예에 따르면, 상기 도금층의 평균 두께는 15㎛ 내지 40㎛일 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따르면, 베이스 강판; 및 상기 베이스 강판 상에 배치되며, 아연(Zn): 30 wt% 내지 45 wt%, 마그네슘(Mg): 0.2 wt% 내지 3 wt%, 실리콘(Si): 1 wt% 내지 5 wt%, 잔부의 알루미늄(Al) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 도금층;을 구비하는, 열간 프레스용 강판이 제공된다.
본 발명의 실시예들에 의하면, 알루미늄계 도금층을 형성함에 있어서 Zn을 적정 비율 첨가하여 희생방식성을 가지며 동시에 가공성이 우수한 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품을 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 단면을 도시한 단면도이다.
도 2는 도 1의 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면의TEM(Transmission Electron Microscopy) 이미지이다.
도 4는 도 3를 기준으로 아연(Zn) 성분을 맵핑한 이미지이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 설명하기 위한 순서도이다.
본 발명은 다양한 변환을 가할 수 있고 여러 가지 실시예를 가질 수 있는 바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 상세한 설명에 상세하게 설명하고자 한다. 본 발명의 효과 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 다양한 형태로 구현될 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예들을 상세히 설명하기로 하며, 도면을 참조하여 설명할 때 동일하거나 대응하는 구성 요소는 동일한 도면부호를 부여하고 이에 대한 중복되는 설명은 생략하기로 한다.
본 명세서에서 제1, 제2 등의 용어는 한정적인 의미가 아니라 하나의 구성 요소를 다른 구성 요소와 구별하는 목적으로 사용되었다.
본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
본 명세서에서 포함하다 또는 가지다 등의 용어는 명세서상에 기재된 특징, 또는 구성요소가 존재함을 의미하는 것이고, 하나 이상의 다른 특징들 또는 구성요소가 부가될 가능성을 미리 배제하는 것은 아니다.
본 명세서에서 막, 영역, 구성 요소 등의 부분이 다른 부분 위에 또는 상에 있다고 할 때, 다른 부분의 바로 위에 있는 경우뿐만 아니라, 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 있는 경우도 포함한다.
본 명세서에서 막, 영역, 구성 요소 등이 연결되었다고 할 때, 막, 영역, 구성 요소들이 직접적으로 연결된 경우, 또는/및 막, 영역, 구성요소들 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소들이 개재되어 간접적으로 연결된 경우도 포함한다. 예컨대, 본 명세서에서 막, 영역, 구성 요소 등이 전기적으로 연결되었다고 할 때, 막, 영역, 구성 요소 등이 직접 전기적으로 연결된 경우, 및/또는 그 중간에 다른 막, 영역, 구성 요소 등이 개재되어 간접적으로 전기적 연결된 경우를 나타낸다.
본 명세서에서 "A 및/또는 B"은 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다. 그리고, "A 및 B 중 적어도 하나"는 A이거나, B이거나, A와 B인 경우를 나타낸다.
본 명세서에서 x축, y축 및 z축은 직교 좌표계 상의 세 축으로 한정되지 않고, 이를 포함하는 넓은 의미로 해석될 수 있다. 예를 들어, x축, y축 및 z축은 서로 직교할 수도 있지만, 서로 직교하지 않는 서로 다른 방향을 지칭할 수도 있다.
본 명세서에서 어떤 실시예가 달리 구현 가능한 경우에 특정한 공정 순서는 설명되는 순서와 다르게 수행될 수도 있다. 예를 들어, 연속하여 설명되는 두 공정이 실질적으로 동시에 수행될 수도 있고, 설명되는 순서와 반대의 순서로 진행될 수 있다.
도면에서는 설명의 편의를 위하여 구성 요소들이 그 크기가 과장 또는 축소될 수 있다. 예컨대, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 단면을 도시한 단면도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판(10)은 베이스 강판(100') 및 상기 베이스 강판(100')의 상에 위치한 도금층(200')을 포함할 수 있다.
베이스 강판(100')은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 강 슬라브에 대해 열연 공정 및 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 일 예로, 베이스 강판(100')은 제1 합금 조성을 포함할 수 있다. 제1 합금 조성은 탄소(C) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 실리콘(Si) 0.01wt% 이상 3.0wt% 이하, 망간(Mn) 0.3wt% 이상 5.0wt% 이하, 인(P) 0 초과 0.1wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.1wt% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
또한, 제1 합금 조성은 보론(B), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 니켈(Ni) 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다. 구체적으로, 제1 합금 조성은 보론(B) 0.0001wt% 이상 0.005wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.01wt% 이상 0.1wt% 이하, 니오븀(Nb) 0.01wt% 이상 0.1wt% 이하, 크롬(Cr) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 몰리브덴(Mo) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 및 니켈(Ni) 0.01wt% 이상 1.0wt% 이하 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판(100')의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 열간 프레스 공정 이후, 베이스 강판(100')의 인장강도를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 이러한 탄소는 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt%로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.01wt% 미만인 경우, 베이스 강판(100')의 기계적 강도를 확보하기 어려우며, 반면에 탄소의 함량이 0.5wt%를 초과하면, 베이스 강판(100')의 인성 저하 또는 취성 제어 문제가 야기될 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판(100') 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(100')의 연성을 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킬 수 있다. 또한, 실리콘(Si)은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화(펄라이트, 망간 편석대 제어) 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 이러한 실리콘은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 3.0wt% 포함될 수 있다. 실리콘이 0.01wt% 미만으로 포함되는 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반대로 실리콘의 함량이 3.0wt%를 초과하면, 열연, 냉연 부하가 증가하며 열연 붉은형 스케일이 과다해지고 베이스 강판(100')의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 망간은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.3wt% 이상 5.0wt% 이하 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.3wt% 미만이면, 결정립 미세화 효과가 충분하지 못하여, 열간 프레스 후 성형품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 5.0wt%를 초과하면, 망간 편석 또는 펄라이트 밴드에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은, 베이스 강판(100')의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0 초과 0.1wt% 이하로 포함될 수 있다. 인이 0.1wt%를 초과하여 베이스 강판(100') 포함되면, 인화철 화합물이 형성되어 인성이 저하되고, 제조 공정 중 베이스 강판(100')에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0 초과 0.1wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.1wt%를 초과하면 열간 가공성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
보론(B)은 마르텐사이트 조직을 확보함으로써, 베이스 강판(100')의 소입성 및 강도를 확보하는 목적으로 첨가되며, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다. 보론은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.0001wt% 내지 0.005wt%로 포함될 수 있다. 보론이 상기 범위로 포함 시 경질상 입계 취성 발생을 방지하며, 고인성과 굽힘성을 확보할 수 있다.
티타늄(Ti)은 열간 프레스 열처리 후 석출물 형성에 의한 소입성 강화 및 재질 상향 목적으로 첨가될 수 있다. 또한, 고온에서 Ti(C,N) 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여한다. 티타늄은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.1wt% 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 강재의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 강재 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다.
니오븀(Nb)은 마르텐사이트(Martensite) 패캣 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 니오븀은 베이스 강판(100') 전체 중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.1wt 포함될 수 있다. 니오븀이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간 압연 공정에서 강재의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬라브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다.
크롬(Cr)은 베이스 강판(100')의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 베이스 강판(100') 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt% 포함될 수 있다. 크롬이 상기 범위로 포함시 베이스 강판(100')의 소입성 및 강도를 향상시키며, 생산비 증가와 강재의 인성 저하를 방지할 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 열간압연 및 열간 프레스 중 석출물의 조대화 억제 및 소입성 증대를 통해 베이스 강판(100')의 강도 향상에 기여할 수 있다. 이와 같은 몰리브덴(Mo)은 베이스 강판(100') 전체 중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt% 로 포함될 수 있다.
도금층(200')은 베이스 강판(100')의 적어도 일면에 10㎛ 내지 50㎛의 두께로 형성될 수 있다. 여기서 도금층(200')의 두께는 도금층(200') 전체 면적에 걸친 도금층(200')의 평균두께를 의미할 수 있다. 도금층(200')의 두께가 10㎛ 미만인 경우 내식성이 저하되며, 도금층(200')의 두께가 50㎛를 초과하면 열간 프레스용 강판(10)의 생산성이 저하되고, 열간 프레스 공정 중 롤러 또는 금형에 도금층(200')이 부착되어 베이스 강판(100')으로부터 도금층(200')이 박리될 수 있다.
도금층(200')은 실리콘(Si), 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 잔부의 알루미늄(Al) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
실리콘(Si)은 도금 시 합금층의 성장을 감소시킴으로써 도금층(200')의 가공성을 향상시키는 목적으로 첨가될 수 있다. 실리콘(Si)은 도금층(200') 전체 중량에 대하여 1wt% 이상 5wt% 이하 포함될 수 있으며, 바람직하게는 1wt% 내지 3wt%로 포함될 수 있다. 실리콘(Si)의 함량이 1wt% 미만인 경우에는 도금층(200')의 핫 스탬핑 열처리 공정에서 합금층 성장을 제어하는데 불충분하여 가공 시 도금층(200')의 가공성이 감소할 수 있다. 또한, 실리콘(Si)의 함량이 5wt%를 초과하는 경우 냉연 공정 도금 시 실리콘(Si)이 조대한 단상 형태로 석출되어 가공성 및 내식성이 저하될 수 있다. 이처럼 실리콘(Si)이 과도하게 포함된 경우 열간 프레스용 강판(10)은 일반 건재용이나 가전용으로 사용하기에 물성이 불충분할 수 있다. 또한, 실리콘(Si)이 과도하게 포함된 경우 열간 프레스용 강판(10)을 핫 스탬핑한 후 후술할 중간합금층(220)에 실리콘(Si) 함량이 높은 상이 증가하게 되고, 실리콘(Si) 함량이 높은 상의 분율이 증가할 수록 핫 스탬핑 후 도금층(200')의 내식성은 저하될 수 있다.
아연(Zn)은 희생 방식 능력을 향상시키기 위한 목적으로 첨가될 수 있다. 아연(Zn)은 도금층(200') 전체 중량에 대하여 30wt% 내지 45wt% 포함될 수 있다. 아연(Zn)의 함량이 30wt% 미만인 경우 도금층(200')에 포함된 아연(Zn)의 함량이 부족하여 도금층(200') 내에 후술할 아연 농화상(Zn rich phase)이 형성되지 않아 도금층(200')의 희생 방식성을 통한 내식성이 충분히 발현되지 않을 수 있다. 아연(Zn)의 햠량이 45wt%를 초과하는 경우 냉연 도금 공정에서 아연(Zn)성분이 도금욕에서 비산되어 Zn Ash(ZnO) 결함을 발생시킬 수 있는 확률이 높아지기 때문에 도금 품질이 저하될 수 있다. 또한, 아연(Zn)의 햠량이 45wt%를 초과하는 경우 핫 스태핑 열처리 후 고온 가공 시 가공부에 액상금속취화 현상이 일어날 확률이 높아질 수 있다. 즉, 아연(Zn)의 햠량이 45wt%를 초과하는 경우 아연의 낮은 녹는점으로 인해 고온 열처리 시 도금층 액상화가 쉽게 일어나고, 이 후 핫 스탬핑 등의 고온 성형 시 인장응력이 작용하기 때문에 LME 현상에 의한 모재파단이 일어날 수 있다.
마그네슘(Mg)은 내식성을 향상시키는 목적으로 첨가될 수 있다. 마그네슘(Mg)은 도금층(200') 전체 중량에 대하여 0.2wt% 내지 3wt% 포함될 수 있으며, 바람직하게는 0.2wt% 내지 1wt%로 포함될 수 있다. 마그네슘(Mg)의 함량이 0.2wt%미만인 경우 내식성 개선 효과가 충분히 발현되지 않을 수 있다. 마그네슘(Mg)의 함량이 3wt%를 초과하는 경우 과도한 마그네슘(Mg) 산화에 의해서 도금 시 표면 품질이 저해될 수 있다.
한편, 도금층(200') 표면에는 알루미늄 농화 영역(Al-rich) 및 아연 농화 영역(Zn-rich)이 존재할 수 있다. 알루미늄 농화 영역(Al-rich)은 알루미늄(Al)이 고비율로 집중된 영역을 의미하고, 아연 농화 영역(Zn-rich)은 아연(Zn)이 고비율로 집중된 영역을 의미할 수 있다. 또한, 도금층(200')의 표면에는 마그네슘(Mg)의 화합물 및/또는 마그네슘(Mg)의 합금상을 포함할 수 있다.
도 2는 도 1의 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 개략적으로 도시한 순서도이다. 이하에서는 도 1를 함께 참조하여 열간 프레스용 강판의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간 프레스용 강판의 제조 방법은 강 슬라브의 열간 압연 단계(S110), 냉각/권취 단계(S120), 냉간 압연 단계(S130), 소둔 열처리 단계(S140), 및 용융 도금 단계(S150)를 포함할 수 있다.
먼저, 도금강판을 형성하는 공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브를 준비한다. 상기 강 슬라브는 탄소(C) 0.15wt% 내지 0.40wt%, 실리콘(Si) 0.05wt% 내지 3.0wt%, 망간(Mn) 0.1wt% 내지 5.0wt%, 인(P) 0 초과 0.05wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.03wt% 이하, 알루미늄(Al) 0 초과 0.1wt% 이하 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 강 슬라브는 보론(B) 0.0005wt% 내지 0.01wt% 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
열간 압연을 위해 상기 강 슬라브의 재가열 단계가 진행된다. 상기 강 슬라브 재가열 단계에서는 연속 주조 공정을 통해 확보한 강 슬라브를 소정의 온도로 재가열하는 것을 통하여, 주조 시 편석된 성분을 재고용하게 된다. 일 실시예에서, 슬라브 재가열 온도(slab reheating temperature, SRT)는 1200℃ 내지 1400℃일 수 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃보다 낮은 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못해 합금 원소의 균질화 효과를 크게 보기 어렵고, 티타늄(Ti)의 고용 효과를 크게 보기 어렵다는 문제점이 있다. 슬라브 재가열 온도(SRT)는 고온일수록 균질화에 유리하나 1400℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 뿐만 아니라 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.
열간 압연 단계(S110)에서는 재가열된 강 슬라브를 소정의 마무리 압연 온도에서 열간 압연한다. 일 실시 예에서, 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT)는 880℃ 내지 950℃일 수 있다. 이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 880℃보다 낮으면, 이상영역 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 마무리 압연 온도(FDT)가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화된다. 또한, TiC 석출물이 조대화되어 최종 부품 성능이 저하될 위험이 있다.
냉각/권취 단계(S120)에서는 열간 압연된 강판을 소정의 권취 온도(Coiling Temperature: CT)까지 냉각하여 권취한다. 일 실시 예에 있어서, 상기 권취 온도는 550℃ 내지 800℃일 수 있다. 상기 권취 온도는 탄소(C)의 재분배에 영향을 미치며, 권취 온도가 550℃미만일 경우에는 과냉으로 인한 저온상 분율이 높아져 강도 증가 및 냉간압연 시 압연부하가 심화될 우려가 있으며, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 800℃를 초과할 경우에는 이상 결정입자 성장이나 과도한 결정입자 성장으로 성형성 및 강도 열화가 발생하는 문제가 있다.
냉간 압연 단계(S130)에서는 권취된 강판을 언코일링(uncoiling)하여 산세 처리한 후, 냉간 압연한다. 이때, 산세는 권취된 강판, 즉 상기의 열연과정을 통하여 제조된 열연 코일의 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시하게 된다.
소둔 열처리 단계(S140)는 상기 냉연 강판을 700℃ 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계이다. 일 구체예에서 소둔 열처리 온도는 700℃ 내지 850℃ 일 수 있다. 소둔은 수소 10 ~ 30%, 질소 70 ~ 90%로 구성된 환원 분위기에서 실시할 수 있다. 소둔 열처리는 냉연 판재를 가열하고, 가열된 냉연 판재를 소정의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
용융 도금 단계(S150)는 소둔 열처리된 강판에 대해 도금층을 형성하는 단계이다. 용융 도금 단계(S150)에서, 상기 소둔 열처리된 강판, 즉, 베이스 강판(100') 상에 도금층(200')을 형성할 수 있다.
구체적으로, 용융 도금 단계(S150)는 베이스 강판(100')을 520℃ 내지 660℃, 더욱 바람직하게는 550℃ 내지 660℃의 온도를 가지는 도금욕에 침지시켜 베이스 강판(100')의 표면에 용융도금층을 형성하는 단계와 상기 용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판(100')을 냉각시켜 도금층(200')을 형성하는 냉각 단계를 포함할 수 있다.
도금욕은 아연(Zn) 30 wt% 내지 45 wt%, 실리콘(Si) 1 wt% 내지 5 wt%, 마그네슘(Mg) 0.2 wt% 내지 3 wt%, 및 잔부의 알루미늄(Al)을 포함할 수 있다. 더욱 바람직하게, 도금욕은 아연(Zn) 30 wt% 내지 45 wt%, 실리콘(Si) 1 wt% 내지 3 wt%, 마그네슘(Mg) 0.2 wt% 내지 1 wt%, 및 잔부의 알루미늄(Al)을 포함할 수 있다.
특히, 도금욕에 포함된 실리콘(Si)은 도금 시 합금층의 성장을 감소시킴으로써 도금층(200')의 가공성을 향상시키는 목적으로 첨가될 수 있다. 실리콘(Si)의 함량이 1wt% 미만인 경우에는 도금층(200')의 핫 스탬핑 열처리 공정에서 합금층 성장을 제어하는데 불충분하여 가공 시 도금층(200')의 가공성이 감소할 수 있다. 또한, 실리콘(Si)의 함량이 5wt%를 초과하는 경우 냉연 공정 도금 시 실리콘(Si)이 조대한 단상 형태로 석출되어 가공성 및 내식성이 저하될 수 있다.
도금욕에 포함된 아연(Zn)은 희생 방식 능력을 향상시키기 위한 목적으로 첨가될 수 있다. 아연(Zn)의 함량이 30wt% 미만인 경우 도금층(200')에 포함된 아연(Zn)의 함량이 부족하여 도금층(200') 내에 후술할 아연 농화상(Zn rich phase)이 적정 범위 내로 형성되지 않아 도금층(200')의 희생 방식성을 통한 내식성이 충분히 발현되지 않을 수 있다. 아연(Zn)의 햠량이 45wt%를 초과하는 경우 냉연 도금 공정에서 아연(Zn)성분이 도금욕에서 비산되어 Zn Ash(ZnO) 결함을 발생시킬 수 있는 확률이 높아지기 때문에 도금 품질이 저하될 수 있다. 또한, 아연(Zn)의 햠량이 45wt%를 초과하는 경우 핫 스태핑 열처리 후 고온 가공 시 가공부에 액상금속취화 현상이 일어날 확률이 높아질 수 있다.
도금욕에 포함된 마그네슘(Mg)은 내식성을 향상시키는 목적으로 첨가될 수 있다. 마그네슘(Mg)의 함량이 0.2wt%미만인 경우 내식성 개선 효과가 충분히 발현되지 않을 수 있다. 마그네슘(Mg)의 함량이 3wt%를 초과하는 경우 과도한 마그네슘(Mg) 산화에 의해서 도금 시 표면 품질이 저해될 수 있다.
용융도금층이 형성된 상기 베이스 강판(100')을 냉각시키는 냉각 단계는, 베이스 강판(100')을 도금욕의 온도에서 상온까지 평균냉각속도로 냉각하는 냉각단계를 거칠 수 있는데, 이때 도금욕의 온도에서 상온까지 냉각하는 전체 평균냉각속도는 5℃/s 내지 30℃/s일 수 있다.
상술한 공정을 거쳐 형성된 도금층(200')은 Al-Si-Zn-Mg계 도금층일 수 있으며, 베이스 강판(100')의 적어도 일면 상에 20g/m2 내지 100g/m2의 부착량으로 형성될 수 있다. 도금층(200')의 두께는 용융도금층이 형성된 베이스 강판(100')을 냉각하기 전에, 공기 또는 가스를 베이스 강판(100') 상에 분사하여 용융 도금층을 와이핑함으로써, 용융도금층의 두께를 조절할 수 있다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 단면의TEM(Transmission Electron Microscopy) 이미지이고, 도 4는 도 3를 기준으로 아연(Zn) 성분을 맵핑한 이미지이다.
도 3을 참조하면, 핫 스탬핑 부품(20)은 베이스 강판(100) 및 베이스 강판(100) 상에 부착된 도금층(200)을 포함할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(20)은 도 1 및 도 2를 참조하여 설명한 열간 프레스용 강판(10)을 핫 스탬핑하여 제조될 수 있다.
베이스 강판(100)은 소정의 합금 원소를 소정 함량 포함하도록 주조된 슬래브에 대해 열연 공정 및/또는 냉연 공정을 진행하여 제조된 강판일 수 있다. 일 실시예로, 베이스 강판(100)은 제1 합금 조성을 포함할 수 있다. 제1 합금 조성은 탄소(C) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 실리콘(Si) 0.01wt% 이상 3.0wt% 이하, 망간(Mn) 0.3wt% 이상 5.0wt% 이하, 인(P) 0 초과 0.1wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.1wt% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
또한, 제1 합금 조성은 보론(B), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 니켈(Ni) 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다. 구체적으로, 제1 합금 조성은 보론(B) 0.0001wt% 이상 0.005wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.01wt% 이상 0.1wt% 이하, 니오븀(Nb) 0.01wt% 이상 0.1wt% 이하, 크롬(Cr) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 몰리브덴(Mo) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 및 니켈(Ni) 0.01wt% 이상 1.0wt% 이하 중 하나 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 베이스 강판(100) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 탄소는 베이스 강판(100)의 강도 및 경도를 결정하는 주요 원소이며, 핫 스탬핑 공정 이후, 베이스 강판(100)의 인장강도를 확보하고, 소입성 특성을 확보하기 위한 목적으로 첨가된다. 탄소는 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하로 포함될 수 있다. 탄소의 함량이 0.01wt% 미만인 경우, 경질상(마르텐사이트 등) 확보가 어려워 베이스 강판(100)의 기계적 강도를 만족시키기 어렵다. 이와 반대로 탄소의 함량이 0.5wt%를 초과하는 경우, 베이스 강판(100)의 취성 발생 또는 굽힘 성능 저감 문제가 야기될 수 있다.
실리콘(Si)은 베이스 강판(100) 내 페라이트 안정화 원소로 작용한다. 실리콘(Si)은 고용 강화 원소로서 베이스 강판(100)의 강도를 향상시키며, 저온역 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내 탄소 농화도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 열연, 냉연, 열간 프레스 조직 균질화(펄라이트, 망간 편석대 제어) 및 페라이트 미세 분산의 핵심 원소이다. 실리콘은 마르텐사이트 강도 불균질 제어 원소로 작용하여 충돌성능을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 실리콘은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 이상 3.0wt% 이하 포함될 수 있다. 실리콘의 함량이 0.01wt% 미만인 경우, 상술한 효과를 얻기 어려우며 최종 핫 스탬핑 마르텐사이트 조직에서 세멘타이트 형성 및 조대화 발생할 수 있고, 베이스 강판의 균일화 효과가 미미하고 V-벤딩각을 확보할 수 없게 된다. 이와 반대로 실리콘의 함량이 0.3wt%를 초과하는 경우, 열연, 냉연 부하가 증가하며 열연 붉은형 스케일이 과다해지고 베이스 강판(100)의 도금 특성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 베이스 강판(100) 내 오스테나이트 안정화 원소로 작용한다. 망간은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다. 이러한 망간은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.3wt% 이상 5.0wt% 이하 포함될 수 있다. 망간의 함량이 0.3wt% 미만인 경우, 경화능 효과가 충분하지 못하여, 소입성 미달로 핫스탬핑 후 성형품 내의 경질상 분율이 미달될 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 5.0wt%를 초과하는 경우, 망간 편석 또는 펄라이트 밴드에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있으며, 굽힘 성능 저하의 원인이 되고 불균질 미세조직이 발생할 수 있다.
인(P)은, 베이스 강판(100)의 인성 저하를 방지하기 위해, 베이스 강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.1wt% 이하로 포함될 수 있다. 인의 함량이 0.1wt%를 초과하는 경우, 인화철 화합물이 형성되어 인성 및 용접성이 저하되고, 핫 스탬핑 공정 중 베이스 강판에 크랙이 유발될 수 있다.
황(S)은 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0 초과 0.1wt% 이하 포함될 수 있다. 황의 함량이 0.1wt%를 초과하면 핫 스탬핑 이후 열간 가공성, 용접성 및 충격특성이 저하되고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
보론(B)은 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트 조직을 확보함으로써, 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 확보하는 목적으로 첨가되며, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다. 보론은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.0001wt% 내지 0.005wt%로 포함될 수 있다. 보론이 상기 범위로 포함시 경질상 입계 취성 발생을 방지하며, 고인성과 굽힘성을 확보할 수 있다.
티타늄(Ti)은 핫 스탬핑 공정 후 석출물 형성에 의한 소입성 강화 및 재질 상향 목적으로 첨가될 수 있다. 또한, 고온에서 Ti(C,N) 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여한다. 티타늄은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.1wt% 포함될 수 있다. 티타늄이 상기 함량범위로 포함되면, 연주 불량 및 석출물 조대화를 방지하고, 강재의 물성을 용이하게 확보할 수 있으며, 강재 표면에 크랙 발생 등의 결함을 방지할 수 있다.
니오븀(Nb)은 마르텐사이트(Martensite) 패캣 크기(Packet size) 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다. 니오븀은 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.1wt 포함될 수 있다. 니오븀이 상기 범위로 포함시 열간압연 및 냉간 압연 공정에서 강재의 결정립 미세화 효과가 우수하고, 제강/연주시 슬라브의 크랙 발생과, 제품의 취성 파단 발생을 방지하며, 제강성 조대 석출물 생성을 최소화할 수 있다.
크롬(Cr)은 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 크롬은 베이스 강판(100) 전체중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt% 포함될 수 있다. 크롬이 상기 범위로 포함 시 베이스 강판(100)의 소입성 및 강도를 향상시키며, 생산비 증가와 강재의 인성 저하를 방지할 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 열간압연 및 열간 프레스 중 석출물의 조대화 억제 및 소입성 증대를 통해 베이스 강판(100)의 강도 향상에 기여할 수 있다. 이와 같은 몰리브덴(Mo)은 베이스 강판(100) 전체 중량에 대하여 0.01wt% 내지 0.5wt% 로 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품(20)은 베이스 강판(100) 상에 부착된 도금층(200)을 포함할 수 있다. 일 실시예로, 도금층(200)은 실리콘(Si), 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 알루미늄(Al), 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 일 실시예로, 핫 스탬핑 공정 후 도금층(200)의 두께는 15㎛ 내지 40㎛일 수 있다. 이때, 도금층(200)의 두께는 도금층(200)의 평균 두께를 의미할 수 있다. 도금층(200)의 두께가 15㎛ 미만인 경우 도금층(200)로서의 내식성을 발휘하기 충분치 않고, 도금층(200)의 두께가 40㎛를 초과하는 경우 핫 스탬핑 공정 중 도금층(200)이 박리될 우려가 있을 수 있다.
도금층(200)은 베이스 강판(100) 상에 순차적으로 적층된 합금화저지층(210), 중간합금층(220) 및 표면층(230)을 포함할 수 있다.
합금화저지층(210)은 베이스 강판(100)과 최인접하게 배치된 층으로서, 도금층(200) 내에서 철(Fe) 성분의 함량이 가능 높은 층일 수 있다. 합금화저지층(210)은 베이스 강판(100) 내의 철(Fe) 성분과 도금층(200) 내의 알루미늄(Al) 성분의 상호 확산에 의해 생성되는 층으로, Fe-Al 및/또는 Fe-Al-Si 화합물을 포함할 수 있다. 이러한 합금화저지층(210)은 표면층(230)에 비해 높은 융점을 가지므로 핫 스탬핑 공정 시 표면층(230)이 용융되어 알루미늄(Al)이 베이스 강판(100)의 조직 내로 침투하게 되는 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement: LME) 현상이 발생하는 것을 방지할 수 있다.
일 실시예로, 합금화저지층(210)의 두께는 20㎛이하, 보다 바람직하게 15㎛이하로 구비될 수 있다. 합금화저지층(210)의 두께가 20㎛를 초과하여 형성되는 경우, 핫 스탬핑 공정 시 가공 부위의 도금층(200)이 탈락되는 문제가 발생할 수 있다. 합금화저지층(210)의 두께는 실리콘(Si)의 함량이나 열처리 조건에 의해 제어될 수 있다. 일 실시예로, 합금화저지층(210)은 철(Fe) 70wt% 이상 90wt% 이하, 알루미늄(Al) 5wt% 이상 15wt% 이하 및 실리콘(Si) 0.5wt% 이상 4wt% 이하를 포함할 수 있다.
중간합금층(220)은 도금층(200) 전체의 내식성을 형성하는데 주된 역할을 하는 층으로서, 합금화저지층(210)에 비해 상대적으로 아연(Zn)을 다량 함유할 수 있다. 중간합금층(220)은 아연이 집중적으로 석출된 아연 농화상(222)(Zn rich phase)을 포함할 수 있다. 아연 농화상(222)은 도 3 및 도 4에 나타난 것과 같이 중간합금층(220) 내에서 랜덤하게 석출될 수 있다. 중간합금층(220) 내에서 아연 농화상(222)이 나타나기 위해서는 도 1을 참조하여 설명한 핫 스탬핑 전 열간 프레스용 강판(10)의 도금층(200') 내에 아연 함량이 30wt% 내지 45wt% 포함되어야 한다. 도금층(200') 내에 아연 함량이 30wt% 미만으로 포함되는 경우 아연 농화상(222)이 형성되지 않을 수 있다.
일 실시예로, 중간합금층(220) 내에서 아연 농화상(222)은 면적분율로 약 3% 이상 10% 이하 포함될 수 있다. 예컨대, 아연 농화상(222)이 중간합금층(220) 내에서 3% 미만으로 포함될 경우 희생방식성을 통한 내식성을 발현하기 부족하고, 10% 초과로 포함될 경우 핫 스탬핑 열처리 후 가공 시 또는 용접 시 LME 현상이 발생할 확률이 높아질 수 있다. 따라서, 아연 농화상(222)이 중간합금층(220) 내에서 약 3% 이상 10% 이하로 포함될 경우 도금층(200)의 내식성을 강화시키고, 아연의 낮은 녹는점으로 인한 LME 현상이 발생하는 것을 방지할 수 있다.
아연 농화상(222)이 형성되기 위해서는 핫 스탬핑 시 온도를 약 900℃ 이상 950℃ 이하로 제어하여야 한다. 900℃ 이상 내지 950℃ 이하의 온도에서 핫 스탬핑을 할 경우 도금층(200) 내의 알루미늄 상에 분포되어 있던 아연이 빠져나와 중간합금층(220) 내에서 석출될 수 있다. 예컨대, 핫 스탬핑 시 온도가 900℃ 미만인 경우 아연의 확산이 비교적 약하게 일어나 중간합금층(220) 내에 아연 농화상(222)이 형성되지 않고, 핫 스탬핑 시 온도가 950℃를 초과하는 경우 과도한 Zn Ash(ZnO) 결함을 발생시켜 도금층(200)의 표면 외관 및 도금 품질이 저해될 수 있다.
중간합금층(220)에 포함된 아연 농화상(222)을 통해 도금층(200)의 내식성을 향상 수 있다. 일 실시예로, 아연 농화상(222)은 아연(Zn) 50wt% 이상 99wt% 이하, 철(Fe) 5wt% 이상 20wt% 이하, 알루미늄(Al) 0wt% 이상 5wt% 이하, 실리콘(Si) 0wt% 이상 1wt% 이하, 및 마그네슘(Mg) 0wt% 이상 5wt% 이하를 포함할 수 있다.
표면층(230)은 실질적으로 도금층(200)의 표층부에 구비되어 선결적으로 내식성을 담당하는 층으로서, 아연(Zn)이 농화된 영역(이하, 제1 농화부)과 마그네슘(Mg)이 농화된 영역(이하, 제2 농화부)을 포함할 수 있다. 일 실시예로, 표면층(230)은 철(Fe) 20wt% 이상 45wt% 이하 및 알루미늄(Al) 10wt% 이상 35wt%이하와, 아연(Zn) 및 마그네슘(Mg)을 포함할 수 있다.
한편, 표면층(230)은 아연(Zn)이 농화된 제1 농화부(231) 및 마그네슘(Mg)이 농화된 제2 농화부(232)를 포함할 수 있다. 도 3에서 제1 농화부(231)는 상대적으로 밝은 색으로 나타나고, 제2 농화부(232)는 상대적으로 가장 어두운 색으로 나타난다. 제1 농화부(231) 및 제2 농화부(232)는 부식 환경에서 화학적 반응에 관여하여 생성된 부식생성물에 의해 내식성을 향상시키는 역할을 할 수 있다.
제1 농화부(231) 및 제2 농화부(232)는 핫 스탬핑 공정을 통해 형성될 수 있다. 즉, 제1 농화부(231) 및 제2 농화부(232)는 핫 스탬핑 공정 전 도 1 및 도 2를 참조하여 설명한 열간 프레스 강판(10)의 도금층(200')에는 존재하지 않는 것일 수 있다. 즉, 열간 프레스 강판(10)의 도금층(200') 내에 분포되어 있던 아연(Zn) 및 마그네슘(Mg) 성분은 핫 스탬핑 공정을 거치는 과정에서 도금층(200)의 표층부로 이동하게 되고, 핫 스탬핑 부품(20)의 표면층(230)에 제1 농화부(231) 및 제2 농화부(232)로서 분포될 수 있다.
일 실시예로, 제1 농화부(231) 및 제2 농화부(232)는 각각이 별개의 층상 구조로 형성될 수 있다. 또는, 일부 영역에서 제1 농화부(231)와 제2 농화부(232)는 서로 혼재되어 구비될 수도 있다. 다시 말해, 일부 영역에서 제1 농화부(231) 상에 제2 농화부(232)가 배치된 구조일 수도 있고, 다른 일부 영역에서 제2 농화부(232) 상에 제1 농화부(231)가 배치된 구조일 수도 있으며, 제1 농화부(231)가 대략 층상 구조로 배치되고 제2 농화부(232)는 제1 농화부(231)를 관통하여 제1 농화부(231)의 상부 또는 하부에 배치된 구조일 수도 있다.
아연(Zn)이 농화된 제1 농화부(231)가 도금층(200)에서 충분한 내식성을 발휘하기 위해서는, 제1 농화부(231)의 평균 두께는 1㎛ 이상 10㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 1㎛ 이상 5㎛ 이하로 형성되는 것이 바람직하다. 일 실시예로, 제1 농화부(231)는 철(Fe) 2wt% 이상 12wt% 이하, 알루미늄(Al) 0wt% 이상 10wt% 이하, 실리콘(Si) 0wt% 이상 2wt% 이하, 아연(Zn) 40wt% 이상 80wt% 이하 및 마그네슘(Mg) 1wt% 이상 10wt% 이하를 포함할 수 있다.
마그네슘(Mg)이 농화된 제2 농화부(232)는 도금층(200)에서 충분한 내식성을 발휘하기 위해서는, 제2 농화부(232)의 평균 두께는 1㎛ 이상 10㎛ 이하로 형성되는 것이 바람직하다. 일 실시예로, 제2 농화부(232)는 철(Fe) 10wt% 이상 20wt% 이하, 알루미늄(Al) 1wt% 이상 20wt% 이하, 실리콘(Si) 0wt% 이상 2wt% 이하, 아연(Zn) 5wt% 이상 20wt% 이하 및 마그네슘(Mg) 10wt% 이상 40wt% 이하를 포함할 수 있다.
상술한 것과 같이, 중간합금층(220) 및 표면층(230)은 도금층(200)의 내식성을 형성하는 층으로서, 중간합금층(220) 내에는 아연 농화상(222)이 포함되고, 표면층(230) 내에는 제1 농화부(231)가 포함될 수 있다. 아연 농화상(222) 및 제1 농화부(231)는 도 4와 같이 아연(Zn)의 성분을 맵핑한 이미지를 통해 알 수 있듯이, 아연(Zn)을 다량 함유할 수 있다. 도금층(200)에 포함된 아연(Zn)은 희생 방식 능력을 향상시키는 역할을 하므로, 도금층(200) 내에 아연(Zn) 성분을 다량 함유한 아연 농화상(222) 및 제1 농화부(231)을 함께 포함함으로써 도금층(200)의 내식성을 더욱 향상시킬 수 있다. 특히, 중간합금층(220)은 도금층(200) 전체의 내식성을 형성하는데 주된 역할을 하는 층이므로, 중간합금층(220)에 포함된 아연 농화상(222)을 통해 도금층(200) 전체의 내식성을 향상시키고, LME 현상을 효과적으로 개선할 수 있다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 5를 참조하면, 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 제조 방법은 강판을 준비하는 단계(S100), 가열 단계(S200), 이송 단계(S300), 성형 단계(S400), 및 냉각 단계(S500)를 포함할 수 있다.
강판을 준비하는 단계(S100)는 도 2를 참조하여 설명한 것과 같이 열간 프레스용 강판(10)을 제조하는 단계일 수 있다. 열간 프레스용 강판(10)은 도 1을 참조하여 설명한 것과 같이 베이스 강판(100') 및 베이스 강판(100') 상에 구비된 도금층(200')을 포함할 수 있다.
도 5에서는 도시되어 있지는 않으나, 경우에 따라 도 2의 제조방법으로 제조된 열간 프레스용 강판(10)은 후처리 단계를 더 수행할 수도 있다. 즉, 도금층이 형성된 강판 위에 Si계 무기계 후처리제를 도포하여 프리 후처리층을 형성하고 건조하여 후처리된 강판을 준비할 수 있다.
이후, 가열 단계(S200)에서 상기 강판을 가열로 내로 투입하여 가열할 수 있다. 상기 가열 단계에서, 강판은 가열로 내에서 강판의 재질 확보 및 도금층의 기화 방지를 위해 타겟 가열온도까지 가열될 수 있다. 강판은 가열 단계(S200)에서 약 3분 내지 10분 동안 체류하면서 가열될 수 있다.
가열 단계(S200)에서 타겟 가열온도는 약 900℃ 내지 950℃일 수 있다. 도 3 및 도 4를 참조하여 설명한 것과 같이, 아연 농화상(Zn rich phase)이 형성되기 위해서는 가열 단계(S200)에서 온도를 약 900℃ 내지 950℃로 제어하여야 한다. 약 900℃ 내지 950℃의 온도로 강판을 가열하는 과정에서 도금층 내의 알루미늄 상에 분포되어 있던 아연이 빠져나와 중간합금층 내에서 석출될 수 있다. 만약 핫 스탬핑 시 온도가 900℃ 미만인 경우 아연의 확산이 비교적 약하게 일어나 중간합금층 내에 아연 농화상이 형성되지 않고, 핫 스탬핑 시 온도가 950℃를 초과하는 경우 과도한 Zn Ash(ZnO) 결함을 발생시켜 도금층의 표면 외관 및 도금 품질이 저해될 수 있다.
일 실시예로, 석출된 아연 농화상은 면적 분율로 중간합금층 내에서 약 3% 내지 10% 포함될 수 있다. 아연 농화상이 면적 분율로 중간합금층 내에서 약 3% 내지 10% 포함될 경우 도금층(200)의 내식성을 강화시키고, 아연의 낮은 녹는점으로 인한 LME 현상이 발생하는 것을 방지할 수 있다. 또한, 일 실시예로, 아연 농화상은 아연(Zn) 50wt% 이상 99wt% 이하, 철(Fe) 5wt% 이상 20wt% 이하, 알루미늄(Al) 0wt% 이상 5wt% 이하, 실리콘(Si) 0wt% 이상 1wt% 이하, 및 마그네슘(Mg) 0wt% 이상 5wt% 이하를 포함할 수 있다.
실시예에 따라서, 가열 단계에서는 다단 가열 또는 균열 가열을 할 수 있다.
다단 가열 단계는 강판을 단계적으로 가열하는 단계일 수 있고, 균열 가열 단계는 균일한 온도로 다단 가열된 강판을 가열하는 단계일 수 있다. 다단 가열 단계에서는 강판이 가열로 내에 구비된 복수의 구간을 통과하며 단계적으로 승온될 수 있다. 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 다단 가열 단계가 수행되는 구간은 복수 개 존재할 수 있고, 강판이 투입되는 가열로의 입구로부터 강판이 취출되는 가열로의 출구 방향으로 높아지도록 각 구간별로 온도가 설정되어 강판을 단계적으로 승온시킬 수 있다. 다단 가열 단계 이후에 균열 가열 단계가 이루어질 수 있다. 균열 가열 단계에서는 다단 가열된 강판이 약 Ac3 내지 약 910 ℃의 온도로 설정된 가열로의 구간을 통과하며 열처리될 수 있다. 또한, 가열로 내에 구비된 복수의 구간 중 균열 가열 단계가 수행되는 구간은 적어도 하나 이상일 수 있다.
이후 이송 단계(S300)에서 상기 가열된 강판을 가열로로부터 프레스 금형으로 이송할 수 있다. 이송 단계(S300)에서 가열된 블랭크는 5초 내지 30초 동안 공랭될 수 있다.
성형 단계(S400)는 이송된 강판을 핫 스탬핑하여 성형체, 즉 핫 스탬핑 부품을 형성하는 단계이다. 성형 단계(S400)에서 성형 개시 온도는 약 550 ℃ 내지 약 750 ℃일 수 있다. 성형 온도가 약 750 ℃ 이상인 경우는 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement; LME) 현상으로 인해 핫 스탬핑 부품 측벽부에 크랙이 약 10 ㎛ 이상의 수준으로 발생하여 내구성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로 성형 온도가 약 550 ℃ 이하인 경우는 강판의 재질 미달의 문제점이 있다.
냉각 단계(S500)는 형성된 성형체를 냉각하는 단계이다. 냉각 단계(S500)에서 평균 냉각 속도는 약 25 ℃/sec 이상일 수 있다.
프레스 금형에서 최종 부품 형상으로 성형하는 것과 동시에 성형체를 냉각하여 최종 제품이 형성될 수 있다. 프레스 금형에는 내부에 냉매가 순환하는 냉각 채널이 구비될 수 있다. 프레스 금형에 구비된 냉각 채널을 통하여 공급되는 냉매에 순환에 의해 가열된 블랭크를 급랭시킬 수 있게 된다. 이때, 판재의 스프링 백(spring back) 현상을 방지함과 더불어 원하는 형상을 유지하기 위해서는 프레스 금형을 닫은 상태에서 가압하면서 급랭을 실시할 수 있다. 가열된 블랭크를 성형 및 냉각 조작을 함에 있어, 마르텐사이트 종료 온도까지 평균냉각속도를 최소 10℃/s 이상으로 냉각할 수 있다. 블랭크는 프레스 금형 내에서 3초 내지 20초간 유지될 수 있다. 프레스 금형 내 유지 시간이 3초 미만일 경우, 소재의 냉각의 충분히 이뤄지지 않아 잔존 열에 의한 부위 별 온도 편차로 취수 품질에 영향을 줄 수 있다. 또한, 충분한 양의 마르텐사이트가 생성되지 않아 기계적 물성이 확보되지 않을 수 있다. 반면에, 프레스 금형 내 유지 시간이 20초를 초과하는 경우, 프레스 금형 내 유지 시간이 길어져 생산성이 저하될 수 있다.
이와 같은 본 발명의 일 실시예에 의한 제조 방법을 통해서 제어된 핫 스탬핑 부품은 도금층 내, 특히 중간합금층 내에 아연이 농화되어 석출된 아연 농화상(Zn rich phase)를 포함함으로써 도금층의 내식성이 향상될 수 있다. 이때, 아연 농화상의 면적 분율은 중간합금층 내에서 3% 이상 10% 이하일 수 있다.
이하에서는, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 그러나, 하기의 실시예는 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 범위가 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다. 하기의 실시예는 본 발명의 범위 내에서 당업자에 의해 적절히 수정, 변경될 수 있다.
<평가 방법>
실시예로 사용된 강판은 탄소(C) 0.01wt% 이상 0.5wt% 이하, 실리콘(Si) 0.01wt% 이상 3.0wt% 이하, 망간(Mn) 0.3wt% 이상 5.0wt% 이하, 인(P) 0 초과 0.1wt% 이하, 황(S) 0 초과 0.1wt% 이하, 보론(B), 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 니켈(Ni) 중 하나 이상의 성분, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
두께 1.0mm의 냉연강판을 50℃ 알칼리 용액에 30분동안 침지시킨 후, 물로 세척하여 표면의 이물질과 기름을 제거한 시편을 준비한다. 이 시편을 소둔처리한 후 도금한다.
소둔은 수소 약 10% 내지 30%, 질소 약 70% 내지 90%로 구성된 환원 분위기에서 실시하며, 소둔 열처리 온도는 700℃ 내지 850℃이다.
도금은 소둔 열처리한 시편을 도금욕 온도로 냉각한 후, 도금욕에 2초간 침적시킨 후 끌어올려 질소 와이핑으로 도금두께를 25㎛ 내외로 조절하고, 5℃/sec 내지 30℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각하여 응고시킨다. 이때 도금욕 온도는 520℃ 내지 660℃로 한다. 이상의 조건으로 도금강판을 제조한 후에 핫 스탬핑을 위해 900℃ 내지 950℃로 3분 내지 10분 가열한 후에 상기 가열된 도금강판을 플레스 금형으로 핫 스탬핑 성형을 실시한다. 이때, 핫 스탬핑 성형과 동시에 25℃/초의 냉각속도로 냉각하여 시편(이하, 핫 스탬핑 부품)을 제작하였다.
<전착 도장전 내식성 평가>
핫 스탬핑 부품에 대하여 전착 도장 전 표면에 발생한 적청 발생 영역에 대하여 상대적 평가를 실시하되, 비교예(이하, 비교예1)로서 핫 스탬핑 공정을 거친 용융아연도금강판(예, Al-Si도금강판)과 비교하여, 적청 발생 영역이 매우 우수한 경우는 ◎ (내식성 매우 우수), 우수한 경우는 ○(내식성 우수), 비슷한 경우는 △(내식성 보통), 열위한 경우는 X (내식성 열위)로 평가하였다.
구분 Al(%) Zn(%) Si(%) Mg(%) 열처리 온도
(℃)		 중간합금층 내 아연 농화상(Zn rich phase) 면적 분율(%) 전착도장전
내식성 평가
비교예1 잔부의 Al - 9.3 - - -
비교예2 잔부의 Al 10 3 0.8 930 0 △
비교예3 잔부의 Al 20 3 0.8 800 1 △
비교예4 잔부의 Al 35 3 0.8 800 1.5 △
실시예1 잔부의 Al 30 2 0.8 900 3 ○
실시예2 잔부의 Al 30 2 0.8 930 6 ◎
실시예3 잔부의 Al 40 3 1 930 8 ◎
도 1 내지 도 5를 참조하여 설명한 것과 같이, 일 실시예에 따른 핫 스탬핑 부품의 도금층 내에 아연 농화상(Zn rich phase)이 형성되기 위해서는, 핫 스탬핑 전 열간 프레스용 강판의 도금층 내에 아연 함량이 30wt% 이상 45wt% 이하로 포함되고, 핫 스탬핑 시 가열단계에서의 열처리 온도가 900℃ 이상 950℃ 이하를 만족하여야 한다. 상기 범위를 만족하는 경우, 아연 농화상이 도금층의 중간합금층 내에 석출될 수 있다. 이때, 아연 농화상의 면적 분율은 중간합금층 내에서 3% 이상 10% 이하로 형성되는 것이 바람직하다.
상기 [표 1]에서 알 수 있는 바와 같이, 비교예2의 경우 도금층 내에 아연을 10wt% 포함하고 있어 열처리 온도가 930℃를 만족하더라도 중간합금층 내에 아연 농화상이 전혀 석출되지 않은 것을 알 수 있다. 또한, 비교예3의 경우 도금층 내에 아연을 20wt% 포함하고 있으며, 열처리 온도 또한 800℃로 설정되어 중간합금층 내에 아연 농화상의 면적 분율이 1%로 형성되었다. 또한, 비교예4의 경우 도금층 내에 아연 함량이 35wt%이나, 핫 스탬핑 시 열처리 온도가 800℃로 설정되어 중간합금층 내에 아연 농화상이 1.5% 정도로 충분히 석출되지 않은 것을 알 수 있다. 상기 비교예2 내지 비교예4의 전착도장전 내식성 평가는 비교예1과 비슷한 수준으로 나타났음을 확인할 수 있다.
한편, 본 발명의 실시예1 내지 실시예3의 경우 도금층 내에 아연의 함량이 30wt% 이상 45wt% 이하를 만족하며, 핫 스탬핑 시 가열단계에서 열처리 온도가 900℃ 이상 950℃ 이하로 수행되었는바, 아연 농화상의 면적 분율은 중간합금층 내에서 3% 이상 10% 이하의 범위를 만족하는 것을 알 수 있다. 상기 실시예1 내지 실시예3의 전착도장전 내식성은 비교예1과 비교할 때 우수하거나, 매우 우수한 것을 확인할 수 있다.
이와 같이 본 발명은 도면에 도시된 일 실시예를 참고로 하여 설명하였으나 이는 예시적인 것에 불과하며 당해 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 실시예의 변형이 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (10)

  1. 베이스 강판; 및
    상기 베이스 강판 상에 배치되며, 아연(Zn), 마그네슘(Mg), 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 도금층;을 구비하고,
    상기 도금층은 상기 베이스 강판으로부터 순차적으로 적층된 합금화층, 중간합금층 및 표면층을 포함하고,
    상기 중간합금층은 아연 농화상(Zn rich phase)을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 아연 농화상은 아연(Zn): 50 wt% 내지 99 wt%, 철(Fe): 5 wt% 내지 20 wt%, 알루미늄(Al): 0 wt% 내지 5 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 1 wt% 및 마그네슘(Mg): 0 wt% 내지 5 wt%을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 아연 농화상은 상기 중간합금층 내에 3% 내지 10% 포함되는, 핫 스탬핑 부품.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 표면층은 아연(Zn)이 농화된 제1 농화부를 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  5. 제5항에 있어서,
    상기 제1 농화부는 1㎛ 이상 10㎛ 이하의 평균 두께를 갖는, 핫 스탬핑 부품.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 제1 농화부는 철(Fe): 2 wt% 내지 12 wt%, 알루미늄(Al): 0 wt% 내지10 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 2 wt%, 마그네슘(Mg): 1 wt% 내지 10 wt% 및 아연(Zn): 40 wt% 내지 80 wt%을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 표면층은 마그네슘(Mg)이 농화된 제2 농화부를 더 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 제2 농화부는 철(Fe): 10 wt% 내지 20 wt%, 알루미늄(Al): 1 wt% 내지20 wt%, 실리콘(Si): 0 wt% 내지 2 wt%, 아연(Zn): 5 wt% 내지 20 wt% 및 마그네슘(Mg): 10 wt% 내지 40 wt%을 포함하는, 핫 스탬핑 부품.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 도금층의 평균 두께는 15㎛ 내지 40㎛인, 핫 스탬핑 부품.
  10. 베이스 강판; 및
    상기 베이스 강판 상에 배치되며, 아연(Zn): 30 wt% 내지 45 wt%, 마그네슘(Mg): 0.2 wt% 내지 3 wt%, 실리콘(Si): 1 wt% 내지 5 wt%, 잔부의 알루미늄(Al) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 도금층;
    을 구비하는, 열간 프레스용 강판.
PCT/KR2022/001410 2021-10-06 2022-01-26 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품 WO2023058827A1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020210132683A KR102530077B1 (ko) 2021-10-06 2021-10-06 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품
KR10-2021-0132683 2021-10-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023058827A1 true WO2023058827A1 (ko) 2023-04-13

Family

ID=85803523

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2022/001410 WO2023058827A1 (ko) 2021-10-06 2022-01-26 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR102530077B1 (ko)
WO (1) WO2023058827A1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120025480A (ko) * 2009-05-28 2012-03-15 블루스코프 스틸 리미티드 금속 코팅된 강철 스트립
KR20130002226A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 주식회사 포스코 도금층의 안정성이 우수한 열간 프레스 성형용 도금강판
KR20130002228A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 주식회사 포스코 액상 금속 취화가 억제된 열간 프레스 성형용 도금강판
KR102153164B1 (ko) * 2017-12-26 2020-09-07 주식회사 포스코 열간 프레스 성형용 도금강판 및 이를 이용한 성형부재
KR20210078277A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120025480A (ko) * 2009-05-28 2012-03-15 블루스코프 스틸 리미티드 금속 코팅된 강철 스트립
KR20130002226A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 주식회사 포스코 도금층의 안정성이 우수한 열간 프레스 성형용 도금강판
KR20130002228A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 주식회사 포스코 액상 금속 취화가 억제된 열간 프레스 성형용 도금강판
KR102153164B1 (ko) * 2017-12-26 2020-09-07 주식회사 포스코 열간 프레스 성형용 도금강판 및 이를 이용한 성형부재
KR20210078277A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20230049472A (ko) 2023-04-13
KR102530077B1 (ko) 2023-05-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101087871B1 (ko) 가공성, 파우더링성, 미끄럼 이동성이 양호한 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
WO2010079995A2 (ko) 내식성이 우수한 알루미늄 도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형 제품 및 그 제조방법
WO2013069937A1 (ko) 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2009145563A2 (ko) 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리 경화형 부재 및 이들의 제조방법
WO2020222394A1 (ko) 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법
WO2014098503A1 (ko) 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판
WO2015099399A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스 성형용 강판, 성형부재 및 그 제조방법
KR102280797B1 (ko) 핫 스탬핑용 블랭크, 이의 제조 방법, 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
WO2021125696A2 (ko) 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR102310965B1 (ko) 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
WO2017222159A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2017155263A1 (ko) 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2020111881A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄-철계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2022004969A1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 이의 제조 방법
WO2015099223A1 (ko) 강도와 연성이 우수한 경량강판 및 그 제조방법
KR102543196B1 (ko) 핫 스탬핑 부품
WO2020111879A1 (ko) 내식성 및 내열성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금 강판, 열간 프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
KR20190077928A (ko) 내식성이 향상된 고내식 철-알루미늄계 합금도금강판, 그 제조방법 및 그로부터 제조된 열간 프레스 성형 부재
WO2021125581A1 (ko) 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
WO2023058827A1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품
WO2020111883A1 (ko) 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 철-알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2023113099A1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품
WO2020111884A1 (ko) 수소지연파괴특성 및 점용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2020111648A1 (ko) 열간성형 부재 및 그 제조방법
WO2022255587A1 (ko) 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22878651

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1