KR100723157B1

KR100723157B1 - 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형용 강판과열간성형 부재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100723157B1
Application number: KR1020050129100A
Authority: KR
Inventors: 배대철; 오진근; 박영준; 이재륭
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-23
Filing date: 2005-12-23
Publication date: 2007-05-30

Abstract

열간프레스 방법(Hot Press Forming)으로 성형되어 자동차 차체의 구조부재나 보강재로 주로 사용되는 열간성형용 강판과 이를 이용하는 열간성형 부재 및 그 제조방법이 제공된다.

상기 열간성형용 강판은, 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 Al-Si의 도금층을 갖는 것이다. 상기 열간성형 부재는 상기 강판을 열간성형한 것으로, 마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이고, 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%인 Al-Si-Fe계의 피막을 갖는 것이다.

본 발명에 따르면, 열간성형부재는 1470MPa 이상의 초고강도를 가지면서 도장 후 120MPa 이상의 항복강도가 증진되고 또한, 표면외관, 도막밀착성, 내식성이 우수하다.

열간프레스, 자동차 구조부재, 초고강도, N, Al도금

Description

도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형용 강판과 열간성형 부재 및 그 제조방법{Steel sheet having ultra-high strength and excellent corrosion resistance after hot press forming and the method for manufacturing thereof}

한국 공개특허공보 2005-062194호

한국 공개특허공보 2003-049731호

일본 공개특허공보 2005-126733호

일본 공개특허공보 2003-034854호

본 발명은 자동차 차체의 구조부재나 보강재로 주로 사용되는 열간성형용 강판, 이를 이용한 열간성형 부재와 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 열간성형 후 1470MPa 이상의 초고강도와 도장 후 항복강도가 120MPa 이상 커지고, 표면외관, 도막밀착성, 도장후 내식성이 우수한 열간성형용 강판, 이를 이용한 열간성형 부재와 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 승객의 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 차체 경량화 및 이에 따른 고강도 강판의 연구가 진행되고 있다. 그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 강판의 성형성을 현저하게 저하시키는 문제점을 가지고 있다.

이와 같은 문제점을 해결하기 위하여 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법이 한국 한국 공개특허공보 2005-062194호에 제시되어 있다. 상기 종래기술은 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강판으로서, 인장강도 980MPa급의 성형성이 우수한 강판을 제조할 수 있다. 그러나, 그 이상의 강도를 확보하기 위해서는 C, Mn 등의 원소를 첨가해야 하며, 이로 인한 제조비용 문제가 발생하고 또한, 초고강도 강판을 프레스 성형할 때 높은 강도로 인한 형상 동결성 열위 및 금형 손상 등의 제조상의 문제가 발생한다.

이와 같은 문제를 개선하기 위해 열간성형 기술을 이용한 기술들이 제안되어 있다. 일례로, 한국 공개특허공보 2003-049731호에서는 열처리 전의 낮은 강도와 높은 가공성을 이용하여 오스테나이트 단상역에서 열처리 및 프레스 성형을 행한 후, 금형에 의한 빠른 냉각을 실시함으로써 최종 제품에서 초고강도 냉연강판을 얻는 제조방법이 제안되어 있다. 또한, 일본 공개특허공보 2005-126733호에서는 Mo, Nb을 단독 또는 복합으로 첨가함으로써 고온가공성이 우수한 열간 프레스용 강판을 제조하고 있다.

상기 열간성형 방법을 이용하는 종래기술은 열간성형 가공 후, 인장강도를 향상시키는 데에 중점을 두고 있으며, 도장 후 항복강도 상승에 의한 충격특성 확보 방안에 대해서는 기술적 한계를 가지고 있다.

한편, 일본 공개특허공보 2003-034854호에서는 전체적으로 0.1％ 보다 많은 Cr 및 Mn을 함유한 Fe-Al계 피막을 갖는 열간성형 부재가 제안되어 있다. 이 Fe-Al계 피막에서는 Mn 또는 Cr에 의해 피막층의 조직변화를 유도하여 내식성을 향상시키고 있다. 이러한 피막층을 얻기 위해서는 도금욕에 Cr의 첨가에 의해 욕 표면의 점성이 증가하고 일정한 농도 조정이 어려워 통상적인 고속 조업이 불가능하다는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 고온에서 복잡한 형상의 제품으로 가공한 후 급냉을 실시하여 높은 인장강도를 확보한 후 도장 열처리 후 높은 항복강도 상승을 일으켜 충격특성이 우수하고, 표면외관, 도막밀착성, 도장후 내식성이 우수한 열간성형 강판, 이를 이용하는 열간성형 부재와 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 열간성형용 강판은,

중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 Al-Si의 도금층을 갖는 것이다.

본 발명의 열간성형 부재는, 상기한 열간성형용 강판을 열간성형한 것으로, 마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이고, 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%인 Al-Si-Fe계의 피막을 갖는 것이다.

본 발명에서는 Al-Si-Fe계의 피막 표층에서 Si의 함량이 5.9-8.0%가 바람직하다.

본 발명의 열간성형용 강판과 열간성형부재에는 추가로 Mo 또는 Cr 중 1종 이상이 0.01~1.5% 첨가될 수 있다. 또는 추가로 Ti, Nb 또는 V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가될 수 있다. 또는, 추가로 Cu: 0.005~ 1.0 %, Ni: 0.005~2.0% 중의 1종 이상이 첨가될 수 있다. 또는 추가로 B: 0.001~0.01%이 첨가될 수 있다.

본 발명의 열간성형 부재의 제조방법은,

중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하여 Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하에서 마무리압연하는 조건으로 열간압연하고 500~750℃에서 권취한 다음, 산세 및 냉간압연하는 단계,

상기 냉연판을 Si:8-10%, 나머지 Al과 기타 불가피한 불순물로 되는 도금욕에서 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 Al-Si 도금하는 단계,

상기 Al-Si도금강판을 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하여 10~1000초 유지하고 열간성형한 후 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 단계를 포함하고,

마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이고, 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%인 Al-Si-Fe계의 피막을 갖는다.

본 발명에서 상기 냉연판은 도금전 700~900℃의 온도에서 연속소둔할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명에서 '열간성형 부재'란 용어는 강판을 열간성형한 성형물을 의미하는 것이다. 이러한 성형물은 자동차 구조부재나 보강재로 사용될 수 있으며, 여기에 제한되는 것은 아니다.

본 발명은 열간성형 부재의 기계적 특성과 표면특성을 개선하기 위한 연구과정에서 도출된 것이다.

(1) 기계적 특성

본 발명은 초고강도를 확보하기 위해 열처리 경화능 확보하는 원소로서 W를 적극적으로 이용하는데 특징이 있다. 또한, 본 발명에서는 W첨가 강에서 고질소의 성분계로 설계하면 도장 후 항복강도가 급격히 증가하고 이에 따라 내충격특성이 확보될 수 있다는 사실에 주목하여 완성된 것이다.

(2) 표면특성(내식성, 도막밀착성, 표면외관)

본 발명에서는 W첨가 고질소 성분계의 열간성형부재에 대해 Al-Si-Fe계 피막의 표층에서 Si의 함량을 조절하는 것에 의해 표면특성을 개선하는데, 특징이 있다. 즉, Al-Si의 도금욕을 사용하여 강판에 피막을 형성할 때 도금욕에 별다른 합금원소의 첨가 없이도 피막의 표층에서 Si의 함량에 의해 표면특성이 개선되는 것이다.

먼저 본 발명의 열간성형 부재의 성분에 대해 설명한다.

C는 0.1~0.5%가 바람직하다.

C는 강판의 강도를 증가시키는 데 필수적인 원소로서, 오스테나이트 및 마르텐사이트 등의 경질상을 생성시키고, 인장강도 1470MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는 C의 함량을 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그 함량이 0.1% 미만인 경우 오스테나이트 단상역에서 열처리를 행하여도 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 또한, 0.5%를 초과하게 되면 인성 및 용접성의 저하가 발생될 가능성이 높아진다. 또한, 열연강판의 산세와 압연공정에서 강판의 용접을 어렵게 할 뿐만 아니라, 소둔 및 도금 공정에서 강판의 강도를 현저히 상승시키고, 강판의 통판성을 나쁘게 하는 등 제조공정에서 문제를 초래할 수 있다.

Si의 함량은 0.01~1.0%가 바람직하다.

Si는 고용강화 원소로서 강판의 강도 상승에 기여한다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 열연강판의 표면 스케일(scale)을 제거하는데 어렵다. 또한, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 제조원가를 상승시킬 수 있다. 보다 바람직한 Si의 함량은 0.051-0.5%이다.

Mn의 함량은 0.5~4.0%가 바람직하다.

Mn은 고용강화 원소로 강도 상승에 크게 기여할 뿐만 아니라 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키는데 중요한 역할을 한다. 그 함량이 0.5% 미만인 경우 강판을 오스테나이트 단상역에서 열처리를 하기 위해서는 높은 열처리 온도가 필요하며, 이것은 강판의 산화를 가속시켜 도금강판을 사용하더라도 내식성에 영향을 미치게 된다. 또한, 페라이트, 오스테나이트 이상역 열처리에 의해 목적하는 1470MPa 이상을 확보하기 곤란하다. 반면, 4.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 초래할 우려가 있다. 보다 바람직한 Mn의 함량은 0.5-2.0%이다.

P의 함량은 0.1%이하가 바람직하다.

P은 강을 강화시키는 효과를 보이지만, 과잉의 P첨가로 가공성이 열화 될 수 있기 때문에 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S의 함량은 003% 이하가 바람직하다.

상기 S은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

가용 Al의 함량은 0.1% 이하가 바람직하다.

가용 Al은 강의 탈산을 위해서 첨가되는 원소로서, 이를 위해 0.1%이하로 관리한다. Al의 함량이 0.1% 초과의 경우에는 알루미나 등의 개재물이 과다하게 형성되어 AlN을 형성함 으로써 고용N의 감소로 항복강도 상승이 크지 않게 된다.

N의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.

N는 본 발명에서 매우 중요한 성분이다. N는 고용강화 원소임과 동시에 Ti, Nb, Al 등과 결합하여 질화물을 형성함으로써 항복강도를 상승시킨다. 또한, 본 발명에서 열처리특성 및 도장 후 항복강도 상승을 위해서 충분한 N를 첨가하는데, 이는 N가 도장 전 결정립내에 고용N으로 잔류해 있으면서 도장 후 전위의 이동을 방해하여 항복점을 상승시킴으로써 항복강도를 급격히 상승시키는 주요인으로 작용한다. 상기 N의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 이러한 효과를 기대하기 어렵다. 0.1%를 초과하면 강판의 용해 및 연주를 어렵게 할 뿐만 아니라, 가공성 열화나 용접시 블로우 홀(blow hall)등 제조공정에서 문제를 초래할 수 있다. 바람직하게는 N의 함량 은 0.011%~0.1%이다. 보다 바람직하게는 N의 함량은 0.02~0.1%로 하는 것이다.

W의 함량은 0.1% 이하가 바람직하다.

W은 강판의 열처리 경화능을 향상시키는 원소임과 동시에, W함유 석출물이 강도 확보에 유리하게 작용하기 때문에 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. 상기 W의 함량이 0.1%를 초과하면 이러한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 높아지는 문제점이 있다.

상기와 같이 조성되는 강에 추가로, Mo, Cr, Ti, Nb, V, Cu, Ni에서 선택되는 1종 또는 2종이상이 첨가될 수 있다. Mo과 Cr은 경화능향상원소이고, Ti, Nb 및 V은 석출강화원소이며, Cu와 Ni은 강도향상원소인데, 이에 대해 보다 구체적으로 설명한다.

Mo과 Cr에서 선택된 1종이상: 0.01~1.5%가 바람직하다.

상기 Mo과 Cr은 경화능을 크게 할 뿐만 아니라 열처리형 강판의 인성을 증가시키기 때문에 높은 충돌에너지 흡수성을 특징으로 하는 강판에 첨가하면 그 효과가 매우 크다. 또한 경화능을 향상시키기 때문에 고온 성형가공시 금형과 직접 접촉하지 않는 부분의 강도저하를 방지할 수 있다. Mo 또는 Cr의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 충분한 경화능을 얻을 수 없으며, 그 첨가량이 계속 증가하여도 경화능은 크게 증가하지 않고 강판제조에 필요한 제조원가를 크게 상승시키므로 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Mo. Cr의 함량은 각각 0.01-0.5%이다.

Ti, Nb 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.1%가 바람직하다.

상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 강도 상승, 입경 미세화 및 열처리특성을 향상시키는 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 얻을 수 없다. 또한, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 탄, 질화물 생성으로 목표로 하는 강도 및 항복강도 확보가 어렵다.

Cu: 0.005~1.0% 또는 Ni: 0.005~2.0%에서 선택된 1종이상이 바람직하다.

상기 Cu는 미세한 Cu석출물을 생성하여 강도를 향상시키는 원소이다. 상기 Cu의 함량이 0.005% 미만인 경우 충분한 강도를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하면 가공성 열화를 수반하므로, 그 함량을 0.005~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Ni은 강도 상승 및 열처리특성을 향상시키는 원소이다. 상기 Ni의 함량이 0.005% 미만인 경우 상기 효과가 거의 나타나지 못하고, 2.0%를 초과하면 제조비용 상승 및 가공성 열화를 초래할 수 있다.

B의 함량은 0.0001~0.01%가 바람직하다.

상기 B은 경화능이 매우 큰 원소로서, 미량 첨가하여도 열처리강에서 높은 강도를 확보할 수 있다. 상기 B의 함량이 0.0001% 미만인 경우 충분한 경화능을 얻을 수 없으며, 그 첨가량이 계속 증가하여도 경화능은 크게 증가하지 않고 열간 가공성의 열화를 초래하므로 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 성분계를 갖는 강은 필요에 따라 열연강판, 냉연강판, 냉연소둔강판, 도금강판, 또는 열간성형 부재, 도장처리 열간성형 부재로 사용될 수 있다. 본 발명에서는 Al-Si 도금한 열간성형용 강판과 이 도금층이 열간성형과정에서 Al-Si-Fe의 피막으로 되고, 그 피막의 표층에서 Si의 함량이 조절된 열간성형 부재에 대한 것이다.

본 발명의 열간성형용 강판은 그 표층에서 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 Al-Si의 도금층을 갖는 것이 바람직하다. Al-Si의 도금량은 열간성형 부재에서 Al-Si-Fe의 피막의 표층에서 Si의 함량에 영향을 준다.

본 발명의 열간성형 부재는 마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이 바람직하다. 마르텐사이트 분율 80% 미만에서는 목표로 하는 높은 인장강도를 확보할 수 없다. 보다 바람직하게는 마르텐사이트의 분율이 90%이상이다. 이에 따라, 이 부재는 도장처리하여 소부(Baking)할 때여 항복강도가 120MPa 이상 증진된다.

본 발명의 열간성형 부재는 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%인 Al-Si-Fe계의 피막을 갖는다. 본 발명에서 표층은 피막의 표면에서 약 5㎛이내의 영역을 의미한다. 강판에 Al-Si을 도금하고 이를 부재로서 열간성형 할 때, 강판내 Fe확산에 의해 피막조성이 Al-Si-Fe의 피막을 갖는다. 이때, 표층에서 Si의 함량은 4.5-8.4%가 될 때, 표면특성이 좋아진다. 표층의 Si이 합금층으로 확산해가서 표층의 Si의 함량이 5.9-8.0%가 될 때 특성이 가장 좋다.

이하, 본 발명의 열간성형 부재의 제조방법에 대해 설명한다.

본 발명에 따라 강성분계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우 조직 균일화 및 Ti, Nb 등의 재고용이 충분하지 않다. 재가열온도가 1300℃를 초과하게 되면 강판 조직이 조대화되기 쉽고, 제조상 문제가 발생할 가능성이 높다.

상기와 같이 재가열한 강슬라브를 Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하에서 마무리압연하는 조건으로 열간압연한다. 마무리 압연온도가 Ar₃ 변태점 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 제조상 문제가 발생할 수 있다. 마무리압연온도가 1000℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판이 조대화될 가능성이 높다.

상기와 같이 열간압연한 다음, 500~750℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 과다한 Ti, Nb, Mo 등의 석출물이 조대해질 수 있다.

이후, 상기 권취된 열연판을 산세 및 30~80%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 냉간압하율이 30% 미만인 경우 목표로 하는 두께를 확보하기 어렵고 강판의 형상교정이 어렵다. 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다.

상기 냉연강판을 연속소둔한 다음에 피막을 형성할 수도 있다. 연속소둔은 700~900℃ 온도가 바람직하다. 소둔온도가 700℃ 미만인 경우 충분한 가공성을 확보하지 못하는 경향이 있는 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 제조비용 상승 및 표면품질 열화가 발생할 가능성이 높다.

피막의 형성은, 용융도금, 전해도금, 진공증착도금 및 클래드 방법 등 특별히 제한하지는 않으나, 생산성 측면에서 용융도금이 바람직하다.

피막의 성분은 Al-Si계가 바람직하며, 용융도금의 경우에 도금조성은 Si:8-10% 나머지 Al과 기타 불가피한 불순물로 된다. 불가피한 불순물로서는 Fe가 대표적이다.

피막을 형성한 강판은 열간성형 한다. 예를 들어, 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고 10~1000초 유지한 다음, 금형에서 열간성형을 행한 후, 이어 10~500℃/초의 속도로 급냉을 실시하는 것이다.

상기 열처리 온도가 800℃ 미만인 경우 충분한 오스테나이트가 생성되지 않아 열간성형 후 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않으므로 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 반면, 1000℃를 초과하는 경우 제조비용이 상승하고 오스테나이트가 조대화될 가능성이 높다. 또한, 상기 승온속도가 1℃/초 미만인 경우 제조 효율이 떨어지는 경향이 있고, 100℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조설비가 요구된다. 또한, 상기의 열처리 시간이 10초 미만인 경우 오스테나이트 변태가 충분하지 못한 반면, 1000초를 초과하게 되면 제조 비용의 상승 및 오스테나이트의 조대화가 일어나기 쉽다. 또한, 상기 냉각속도가 10℃/초 미만인 경우 마르텐사이트를 주상으로 하는 조직을 얻기 힘들어 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 500℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조 설비 투자로 제조 비용이 상승하고, 강도는 크게 증가하지 않기 때문에 10~500℃/초로 제한하는 것이 바람직하다. 열간성형 부품은 도장후 소부(baking)처리하는 과정에서 항복강도 변화율이 120MPa 이상 상승하는 특성을 갖는다.

본 발명에 따라 Al-Si의 피막을 형성한 강판을 열간성형 하면 강판의 Fe는 도금층 피막으로 확산하고, 소지철/도금층 계면에 존재하는 Si은 도금층 피믹으로 확산하 게 된다. 이러한 피막에서 표층 Si의 함량은 4.5-8.4%가 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 재가열온도 1150~1250℃ 온도범위에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650℃로 하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 800℃에서 소둔한 후 과시효온도를 400℃로 하여 연속소둔을 실시하였다.

또한, Al 도금은 다음과 같이 제조되었다. 탈지처리된 냉연강판은 전처리 후 무산화 가열로에서 700℃로 예열처리된 후 질소-수소 환원 분위기에서 열처리되었으며, 최대온도는 820℃였다. 열처리후 냉각된 강판은 680℃로 유지된 도금욕에 침적, 도금되었다. 이때 도금욕 조성은 Al-8.5%Si-2.4%Fe 이었으며, 편면당 25~30 마이크론 두께의 부착량 확보를 위하여 가스 와이핑 처리를 하였으며, 그 후 스팽글(spangle) 조정장치를 가동하여 Al 도금강판 표면 스팽글이 제로가 되도록 하였다.

고온가공 열처리 후 재질을 조사하기 위해서는 위와 같이 제조된 냉연 및 도금 강판을 850~950℃로 10℃/초의 속도로 승온하고 5분간 가열한 뒤, 가열된 강판을 가공하기 위해서 금형으로 옮겨 강판이 가열된 상태에서 가공을 실시하였다. 강판은 고온에서 가공과 동시에 금형에 의해서 -80℃/초의 속도로 급냉처리되었다. 그리고 가공이 끝난 후 인장시편의 절취가 가능한 부위를 절단하여 JIS 5호 인장시험편을 제작하였다. 자동차용 구조부재에서 도장 후 재질을 모사하기 위하여, 위와 같이 제작된 인장 시편을 170℃에서 20분간 오일에 끓인 후 인장시험을 행하였다. 인장시험은 만능인장시험기를 이용하여 실시하였다.

또한 고온 열처리된 시편을 대상으로 도장 후 내식성을 조사하기 위해서 위와 같이 제조된 Al 도금 강판을 800~900℃로 5분간 가열한 뒤, 수냉처리하였다. 인산염처리와 자동차용 cation형 전착도장을 실시한 후 일정한 깊이로 강판에 십자가형.(cross cut) 으로 절단하였다. 부식시험은 염수분무시험과 사이클릭 부식시험을 병행하였으며 1 사이클을 8시간으로 하여 150사이클 후 도막의 blister폭을 측정하여 내식성을 판단하였다.

구분	화학성분(중량%)									비고
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	N	W	기타	비고
A1	0.24	0.28	1.07	0.012	0.002	0.036	0.03	0.051	B:0.0018 Ti:0.023	발명강
A2	0.23	0.26	1.02	0.012	0.002	0.021	0.03	0.050	B:0.0020, Mo:0.05	발명강
A3	0.24	0.28	1.07	0.012	0.002	0.036	0.0172	0.051	B:0.0018	발명강
A4	0.23	0.26	1.02	0.012	0.002	0.021	0.0136	0.050	B:0.0020 Cr:0.06, Mo:0.05	발명강
A5	0.22	0.27	2.37	0.012	0.002	0.042	0.0160	0.050	Ti:0.023, V:0.03	발명강
A6	0.31	0.62	0.72	0.013	0.002	0.044	0.0140	0.023	B:0.0011 Cr:1.19, Mo:0.67, Ni:0.06	발명강
A7	0.23	0.22	1.23	0.011	0.003	0.050	0.0154	0.185	B:0.0018 Nb:0.02, Cu:0.05	발명강
A8	0.27	0.15	1.36	0.015	0.006	0.067	0.0115	0.035	-	발명강
A9	0.062	0.112	2.519	0.011	0.002	0.036	0.004	0.021	Cr:1.01	비교강
A10	0.065	0.125	3.015	0.012	0.002	0.0254	0.004	-	B:0.0005 Cr:0.97	비교강
A11	0.150	0.229	2.504	0.011	0.003	0.040	0.004	-	B:0.0018 Cr:0.2, Ti:0.02	비교강

구분	열간성형 부재 조직		기계적 성질				비고
구분	마르텐사이트 분율	기타 조직	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	△YS (MPs)	비고
A1	99	베이나이트	982	1492	7.9	186	발명강
A2	99	베이나이트	1035	1521	7.4	175	발명강
A3	99	베이나이트	982	1492	7.9	186	발명강
A4	99	베이나이트	1035	1521	7.4	175	발명강
A5	99	베이나이트	1125	1598	5.3	145	발명강
A6	100	없음	1215	1798	6.5	125	발명강
A7	99	베이나이트	1105	1511	6.5	144	발명강
A8	98	베이나이트	1026	1512	7.2	106	발명강
A9	35	페라이트, 베이나이트	925	1178	7.4	41	비교강
A10	32	페라이트, 베이나이트	915	1145	6.2	36	비교강
A11	73	베이나이트	1036	1518	3.4	35	비교강
DYS : 도장 전,후 항복강도 변화

표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A1~A8)은 열간성형 부재에서 인장강도 1470MPa 이상의 초고강도를 나타낸다. 또한, 고온에서 강판이 가열된 상태로 가공되었기 때문에 복잡한 형상의 제품도 가공이 가능하다. 그리고 170℃에서 20분간 도장 모사 후 항복강도는 모두 120MPa 이상으로 증가함에 따라 충격특성이 우수한 자동차 차체의 구조부재와 보강재로 사용될 수 있다.

이에 반해, 비교강A9와 비교강A10은 탄소함량이 낮기 때문에 열처리 및 금형가공 후 충분히 강한 마르텐사이트 조직을 얻지 못하기 때문에 열간성형부재에서 높은 인장강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 도장 후 항복강도 상승이 부족하다. 또한, 비교강 A11은 인장강도를 충분히 확보 가능하지만 항복강도 상승이 부족하다.

강종	부착량 (g/m2)	표면외관	도막 밀착성	도장 후 내식성	표층부 조성(%)
강종	부착량 (g/m2)	표면외관	도막 밀착성	도장 후 내식성	Si	Fe
A1	20	○	○	△	8.5	42.9
A1	40	◎	◎	◎	7.2	50.1
A1	50	◎	◎	◎	7.0	50.8
A1	60	◎	◎	◎	6.4	40.4
A1	80	◎	◎	◎	6.6	40.2
A1	100	◎	△	△	4.1	30.3
A2	20	○	△	△	8.8	38.7
A2	40	◎	◎	◎	8.0	54.4
A2	50	◎	◎	◎	7.8	52.2
A2	60	◎	◎	◎	6.9	48.3
A2	80	◎	◎	◎	5.9	44.1
A2	100	○	△	△	4.4	29.9
A3	50	◎	◎	◎	7.0	47.8
A4	40	◎	◎	◎	7.2	50.1
A5	50	◎	◎	◎	7.0	50.8
A6	40	◎	◎	◎	8.0	54.4
A7	60	◎	◎	◎	6.4	40.4
A8	50	◎	◎	◎	7.0	52.4

표 3에 나타난 바와 같이, 발명강(A1-A8)은 도금부착량이 40 g/m²이하인 경우 인산염처리 후 결정이 뚜렷하지 않고 표층부의 Si함량이 많아서 내식성이 열화됨을 알 수 있다. 또한 80 g/m²이상에서는 표면외관은 양호하나 표층부 Si함량이 적기 때문에 도막밀착성이 불량하고 도장 후 내식성이 열화됨을 알 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 1470MPa 이상의 초고강도를 확보할 수 있고, 열처리 후 내열성이 우수하여 산화스케일이 없는 표면외관 확보가 가능하며, 도장후 내식성이 우수하고 도장 후 항복강도 120MPa 이상의 상승으로 인한 충격특성이 우수하여 자동차의 구조부재나 보강재로 적용할 경우 차체의 무게 감소 및 충돌 특성을 크게 향상시킬 수 있는 장점이 있다.

Claims

강판과 그 강판상에 Al-Si의 도금층을 갖는 열간성형 부재용 강판에 있어서,

상기 강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 도금층은 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 되는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재용 강판.
부재와 이 부재상에 Al-Si-Fe계 피막을 갖는 열간성형 부재에 있어서,

상기 부재는 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이고,

상기 피막은 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%로 되는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재.
제 2항에 있어서, 추가로 Mo 또는 Cr 중 1종 이상이 0.01~1.5% 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재.
제 2항에 있어서, 추가로 Ti, Nb, V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재.
제 2항에 있어서, 추가로 Cu: 0.005~ 1.0 %, Ni: 0.005~2.0% 중의 1종 이상이 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재.
제 2항에 있어서, 추가로 B: 0.001~0.01%이 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재.
중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.1% 이하, N: 0.01~0.1%, W: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하여 Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하에서 마무리압연하는 조건으로 열간압연하고 500~750℃에서 권취한 다음, 산세 및 냉간압연하는 단계,

상기 냉연판을 700~900℃의 온도에서 연속소둔하고, Si:8-10%, 나머지 Al과 기타 불가피한 불순물로 되는 도금욕에서 편면 기준으로 40-80g/m²범위로 Al-Si 도금하는 단계,

상기 Al-Si도금강판을 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하여 10~1000초 유지하고 열간성형한 후 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 단계를 포함하고,

마르텐사이트 조직 분율이 80% 이상이고, 표층에서 Si의 함량이 4.5-8.4%인 Al-Si-Fe계의 피막을 갖는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재의 제조 방법.
제 7항에 있어서, 추가로 Mo 또는 Cr 중 1종 이상이 0.01~1.5% 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재의 제조방법.
제 7항에 있어서, 추가로 Ti, Nb 또는 V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재의 제조방법.
제 7항에 있어서, 추가로 Cu: 0.005~ 1.0 %, Ni: 0.005~2.0% 중의 1종 이상이 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재의 제조방법.
제 7항에 있어서, 추가로 B: 0.001~0.01%이 첨가되는 것을 특징으로 하는 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형 부재의 제조방법.