WO2019231023A1 - Twb 용접 특성이 우수한 열간성형용 al-fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법 - Google Patents

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    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • 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
    • B21D35/00—Combined processes according to or processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/002—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/005—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00 characterized by the material of the blank or the workpiece
    • B21D35/006—Blanks having varying thickness, e.g. tailored blanks
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/16—Composite materials, e.g. fibre reinforced
    • B23K2103/166—Multilayered materials
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • B23K2103/20—Ferrous alloys and aluminium or alloys thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to an Al-Fe alloyed steel sheet for hot forming with excellent TWB welding properties, a hot forming member, and a method of manufacturing the same.
  • Patent Literature 1 discloses a technique for securing ultra-high strength of tensile strength exceeding 1600 MPa by forming a structure of a member of martensite by hot forming and hot-cooling by pressing after heating an Al-Si plated steel sheet at least 850 degrees. have.
  • the plating layer has Al as the main phase
  • the TWB welding portion has a portion where the plating layer and the base material are mixed unevenly, so that the hardness is locally lowered in the molten portion. There is a problem of breaking.
  • Patent document 2 has a technique for solving such a problem.
  • Patent document 2 is characterized in that the TWB welding after removing a part of the Al plating layer of the welding portion before the TWB welding in order to solve the above problems during the TWB welding of the Al-plated steel sheet.
  • Patent Literature 2 In order to commercially apply the technique of Patent Literature 2, it is necessary to introduce additional equipment to remove a part of the Al plating layer before TWB welding, and also to remove the plating layer having a larger area than the actual welding part, thereby finally removing the plating layer. There is a problem that increases the risk of poor corrosion resistance at the site.
  • Patent Document 1 US Patent No. US 6296805 B1
  • Patent Document 2 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2009-0005004
  • One aspect of the present invention is to provide an Al-Fe alloyed steel sheet for hot forming having excellent TWB welding properties, a hot forming member using the same, and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.01 ⁇ 2.0%, Mn: 0.1 ⁇ 10%, P: 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.0001 ⁇ 0.02%, Al: 0.001 ⁇ 1.0 %, N: 0.001% to 0.02%, steel sheet containing the remaining Fe and other unavoidable impurities; And
  • the Al-Fe alloy layer is a weight percent, Al: 40 to 60%, Si: 2 to 10%, the remaining Fe and unavoidable impurities, hot alloy excellent in TWB welding properties of the fraction of the unalloyed phase is less than 1 area%
  • the present invention relates to an Al-Fe alloy plated steel sheet for molding.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.01 ⁇ 2.0%, Mn: 0.1 ⁇ 10%, P: 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.0001 ⁇ 0.02%, Al: Heating the slab containing 0.001-1.0%, N: 0.001-0.02%, remaining Fe and other unavoidable impurities to 1000-1300 ⁇ ⁇ ;
  • Annealing the plated hot-rolled steel sheet to satisfy the following formula 1 relates to a method of manufacturing an Al-Fe alloyed steel sheet for hot forming excellent TWB welding properties, including.
  • T is the heating temperature (° C.)
  • t is the holding time (hour) at the heating temperature
  • HR means the temperature rising rate (° C./hour).
  • another aspect of the present invention is a TWB welding characteristics produced by hot forming a tailored welded blank (TWB) welded Al-Fe alloyed steel sheet of the present invention with a steel sheet having a different thickness or strength An excellent hot forming member and a method of manufacturing the same.
  • TWB tailored welded blank
  • Equation 1 is a graph showing the relationship between Equation 1 and TWB weld hardness variation.
  • FIG. 2 shows the Al distribution EPMA analysis results of the TWB welded portions of the hot formed members of Test Nos. 1 and 6.
  • FIG. 2 shows the Al distribution EPMA analysis results of the TWB welded portions of the hot formed members of Test Nos. 1 and 6.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of an Al-Fe alloyed steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention have a problem in that TWB welding characteristics are poor because the hardness of the weld is not uniform when manufacturing a Taylor Welded Blank (TWB) using an Al-plated steel sheet.
  • TWB Taylor Welded Blank
  • the Al-Fe alloyed layer was formed by appropriately controlling the annealing conditions after Al plating, thereby confirming that the TWB welding characteristics were excellent in hardness uniformity after hot forming, and thus the TWB welding characteristics could be improved. It came to the following.
  • Hot-dip Al-Fe alloy plated steel sheet having excellent TWB welding properties is a weight%, C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.1 to 10%, P: 0.001 -0.05%, S: 0.0001-0.02%, Al: 0.001-1.0%, N: 0.001-0.02%, a steel sheet containing the remaining Fe and other unavoidable impurities; And an Al—Fe alloy layer formed on the surface of the base steel sheet; wherein the Al—Fe alloy layer includes, by weight%, Al: 40 to 60%, Si: 2 to 10%, and remaining Fe and inevitable impurities.
  • the fraction of unalloyed phase is 1 area% or less.
  • the unit of each element content hereafter means weight% unless there is particular notice.
  • C is an essential element for raising the strength of the heat treatment member.
  • the C content is less than 0.1%, it is difficult to secure sufficient strength. If the C content is more than 0.5%, the strength of the hot rolled material is too high when cold rolling the hot rolled material. There is a risk of making.
  • C content is 0.1 to 0.5%.
  • the upper limit with more preferable C content is 0.45%, and a still more preferable upper limit is 0.4%.
  • Si is added as a deoxidizer in steelmaking and not only inhibits the formation of carbides which most affect the strength of the hot formed members, but also concentrates the carbon to martensite lath grains after martensite formation in hot forming. It is added to secure the knight.
  • the Si content is less than 0.01%, the above effects cannot be expected, the cleanliness of the steel cannot be secured, and excessive costs are required.
  • the Si content is more than 2.0%, Al plating property can be greatly reduced. Therefore, the upper limit of the Si content is preferably 2.0%, more preferably 1.5%.
  • the Mn content is less than 0.01%, there is a limit to obtaining the above effect.
  • the Mn content is more than 10%, the strength of the steel sheet before the hot forming process is so high that not only the workability is lowered, but also the cost increase and spot weldability due to excessive ferroalloy are inferior. Therefore, the upper limit of the Mn content is preferably 10%, more preferably 9.0%, even more preferably 8.0%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.05%, more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.02%, more preferably 0.01%.
  • Al, together with Si, is an element that deoxidizes steelmaking to increase steel cleanliness.
  • the Al content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. If the Al content is more than 1.0%, the Ac3 temperature is excessively increased to increase the heating temperature.
  • N is an impurity, excessive manufacturing cost in order to control the N content to less than 0.001%, if the N content is more than 0.02% cracks may occur during slab playing, the impact characteristics are inferior.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel sheet of the present invention may further comprise 0.01 to 4.0% by weight of one or more of Cr and Mo in addition to the above-described elements.
  • Cr and Mo are elements that contribute to the improvement of hardenability, the strength enhancement through the precipitation strengthening effect, and the grain refinement. If the sum of one or more of Cr and Mo is less than 0.01%, the above effects are hardly obtained. If the sum of Cr and Mo is less than 4.0%, the effects are not only saturated but also deteriorate in weldability and cost.
  • one or more of Ti, Nb, and V may further comprise 0.001 to 0.4% by weight in total.
  • Ti, Nb, and V are elements that contribute to the enhancement of residual austenite stabilization and impact toughness by the strength of the heat-treated member and the grain refinement by forming fine precipitates.
  • the sum of at least one of Ti, Nb and V is less than 0.001%, the above effects are not only saturated, but there is a problem of cost increase.
  • B 0.0001 to 0.01 weight% may be further included.
  • B is an element which can not only improve hardenability by addition of a small amount, but also segregates in the old austenite grain boundary and suppresses brittleness of the hot forming member due to grain boundary segregation of P or / and S.
  • the B content is less than 0.0001%, the above effect is hardly obtained.
  • the B content is above 0.01%, the effect is not only saturated, but also causes brittleness in hot rolling. Therefore, the upper limit of the B content is preferably 0.01%, more preferably 0.005%.
  • the microstructure of the steel sheet is not particularly limited, but may include, for example, 20% or less pearlite, 10% or less martensite, 10% or less spheroidized carbide, and the remaining ferrite in an area fraction.
  • the Al-Fe alloy layer is in weight percent, Al: 40 to 60%, Si: 2 to 10%, the remaining Fe and unavoidable impurities, the fraction of the unalloyed phase is less than 1 area%.
  • the fraction of the unalloyed phase is more than 1 area%, it means that the Al phase of the low melting point exists, and this Al phase of the low melting point remains as an Al thickened phase in the welding part during TWB welding, and forms a low hardness phase after hot forming.
  • the TWB weld hardness variation of the hot formed member is increased to degrade the weld characteristics.
  • the Al content of the Al-Fe alloying layer is more than 60%, there is a fear that Al thickened image remains in the TWB weld portion, and if it is less than 40%, the corrosion resistance of the final hot formed member is inferior.
  • Si content of a plating layer is 2 to 10%.
  • the Al-Fe plating layer may be composed of various phases according to the content of Al, Si, and Fe. Among them, the Si-containing phase may have a low hardness and may have an effect of suppressing peeling of the plating layer, but may deteriorate spot weldability. . When the Si content is less than 2%, the formation of the Si-containing phase may be insufficient, so that the plating layer may be easily peeled off. When the Si content is more than 10%, the resistance of the plating layer may increase too much to deteriorate the spot weldability.
  • the sum of the average thicknesses of the diffusion layer and the intermediate layer may be 1.0 ⁇ 10 ⁇ m.
  • the sum of the thickness of the diffusion layer and the intermediate layer is 1.0 to 10 ⁇ m, more preferably 2.0 to 10 ⁇ m.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of the Al-Fe alloyed steel sheet of the present invention
  • a diffusion layer a layer mainly composed of Fe2Al5, an intermediate layer, and a layer mainly composed of Fe2Al5 are sequentially formed from the surface of the base steel sheet.
  • the diffusion layer may have a Si content of 0.5 to 12.0 wt% based on FeAl (Si) and ⁇ Fe
  • the middle layer may have a Si content of 3.0 to 20.0 wt% based on FeAl (Si).
  • FeAl (Si) has a feature of having a lower hardness than other phases, and thus has an effect of suppressing peeling of the plating layer, but may degrade the spot weldability.
  • an oxide layer having a thickness of 2 ⁇ m or less may be formed on the Al—Fe alloy layer. If the thickness of the upper layer is more than 2 ⁇ m, there is a problem that the spot weldability is inferior.
  • the thickness of the oxide layer refers to the thickness up to the point of 10% oxygen concentration in the GDS (Glow Discharge Spectrometer) analysis.
  • the thickness of the Al-Fe alloy layer may be 10 ⁇ 60 ⁇ m.
  • the Al-Fe alloy layer has a thickness of less than 10 ⁇ m, it is difficult to secure corrosion resistance, and when the thickness of the Al-Fe alloy layer is more than 60 ⁇ m, there is a problem in that the spot weldability decreases and the manufacturing cost increases.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing an Al-Fe alloy plated steel sheet for hot forming having excellent TWB welding characteristics, comprising: heating a slab satisfying the alloy composition to 1000 to 1300 ° C .; Finishing hot rolling of the heated slab to Ar 3 to 1000 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Cooling the hot-rolled steel sheet and winding it at a temperature above Ms of 750 ° C. or lower; Plating the wound hot rolled steel sheet by weight in a plating bath containing Si: 6-12%, Fe: 1-4%, remaining Al and inevitable impurities; And annealing the plated hot rolled steel sheet to satisfy Equation 1 below.
  • T is the heating temperature (° C.)
  • t is the holding time (hour) at the heating temperature
  • HR means the temperature rising rate (° C./hour).
  • the slab that satisfies the above-described alloy composition is heated to 1000 to 1300 ° C.
  • the slab heating temperature is less than 1000 ° C, the slab structure is difficult to homogenize, and if the slab heating temperature exceeds 1300 ° C, there is a problem of excessive oxide layer formation and an increase in manufacturing cost.
  • the heated slabs are hot rolled to finish at Ar 3 to 1000 ° C. to obtain hot rolled steel sheets.
  • finish hot rolling temperature When the finish hot rolling temperature is less than Ar3, abnormal reverse rolling tends to occur, and a mixed structure is formed on the surface layer, and plate shape control is difficult. On the other hand, when the finish hot rolling temperature is more than 1000 °C there is a problem that the grain is coarsened.
  • the hot rolled steel sheet is cooled and rolled up to more than Ms and 750 ° C or less.
  • the coiling temperature is below the Ms temperature (martensite transformation start temperature)
  • the strength of the hot rolled material is too high, so cold rolling is difficult.
  • the temperature is above 750 ° C, the thickness of the oxide layer is excessively increased so that surface pickling is difficult. have.
  • the wound hot rolled steel sheet by weight, immersed in a plating bath containing 6 to 12% of Si, 1 to 4% of Fe, remaining Al and unavoidable impurities, and plated.
  • Si content is less than 6%, the fluidity
  • Si content exceeds 12% there is a problem that the melting temperature of the plating bath is raised to raise the plating bath management temperature.
  • Fe in the plating bath is dissolved in the plating bath from the steel sheet in the plating process is present. In order to maintain the Fe content of the plating bath, there is a problem of excessive manufacturing cost in order to dilute the dissolved Fe. If the Fe content exceeds 4%, the FeAl compound called dross is formed in the plating bath. It is necessary to manage it to 4% or less because it is easy to lower the plating quality.
  • the plating may be performed so that the plating amount is 30 to 130 g / m 2 based on one side.
  • the plating amount is less than 30g / m 2 based on one side, it is difficult to secure the corrosion resistance of the hot formed member. If the plating amount is more than 130g / m 2 , not only the manufacturing cost increases due to excessive plating amount, but also the coating amount is uniform in the width and length of the coil. This is because plating is not easy.
  • the plating may further include cold rolling the wound hot rolled steel sheet before plating to obtain a cold rolled steel sheet.
  • cold rolling may be omitted and plating may be performed immediately
  • cold rolling may be performed for more precise steel sheet thickness control. For example, it can be cold rolled at a reduction ratio of 30 to 80% to obtain a predetermined target thickness.
  • heating the wound hot rolled steel sheet to 400 ⁇ 700 °C before the cold rolling to maintain for 1 to 100 hours; may further include. To reduce cold rolling load.
  • the step of continuously annealing the cold rolled steel sheet at 700 ⁇ 900 °C may further include. This is to recrystallize the hardened structure after cold rolling to secure strength and physical properties suitable for subsequent process production.
  • the plated hot rolled steel sheet is subjected to annealing so as to satisfy Equation 1 below.
  • T is the heating temperature (° C.)
  • t is the holding time (hour) at the heating temperature
  • HR means the temperature rising rate (° C./hour).
  • the plating layer In the state of only Al plating before annealing, the plating layer has Al as a main phase, and an Al-Si process phase is distributed therein, or various phases in which the Fe content of the plating layer gradually increases through alloying with Fe during annealing. It is difficult to determine the exact phase by forming a variety of phases, but as shown in Figure 4 and the above, the diffusion layer, the layer predominantly Fe2Al5, the intermediate layer, the layer predominantly Fe2Al5 may be formed in order from the surface of the steel sheet.
  • the diffusion layer is composed of FeAl (Si) and ⁇ Fe as the main composition, and the Si content is 0.5 to 12.0 wt%, and the middle layer is made of FeAl (Si) as the main composition and the Si content may be 3.0 to 20.0 wt%.
  • Equation 1 the Al layer may remain on the outermost layer due to lack of annealing, and after hot forming, an Al phase having a low melting point in the plating layer may remain unevenly in the weld during TWB welding, resulting in final hot forming. After the low hardness in the weld zone causes a problem that makes the weld weak.
  • Equation 1 when the value of Equation 1 is greater than 20, there is a problem of inferior spot weldability after hot forming as the sum of the average thicknesses of the diffusion layer and the intermediate layer increases.
  • the temperature increase rate during the annealing is in the range of 1 ⁇ 500 °C / hour, the heating temperature is 450 ⁇ 750 °C range, the holding time may be in the range of 1 ⁇ 100 hours.
  • the temperature increase rate is less than 1 ° C / hour
  • the oxide is excessively formed on the surface of the plating layer by the oxygen present as impurities in the heating furnace atmosphere, it is difficult to secure the spot weldability after hot forming, and there is a fear that the productivity is greatly reduced.
  • the temperature increase rate is over 500 ° C / hour
  • the partially unalloyed Al layer remains on the surface of the plated layer, and the unalloyed Al layer remains unevenly in the weld during TWB welding due to its low melting point. After hot forming, it can remain in the low hardness in the weld zone, making the weld zone vulnerable.
  • the heating temperature is less than 450 ° C sufficient alloying is not made in the surface layer of the plating layer may make the weld weak.
  • the heating temperature is higher than 750 ° C., an excessive amount of oxide may be generated in the surface layer during the annealing to infer the spot weldability after hot forming.
  • Holding time at heating temperature If the holding time is less than 1 hour, the plating layer is hardly alloyed sufficiently, and if it is more than 100 hours, there is a problem that the productivity is lowered.
  • Cooling after the annealing heat treatment is not particularly limited, such as furnace cooling or air cooling.
  • the annealing may be performed in a non-oxidizing atmosphere.
  • it can carry out in hydrogen atmosphere or the atmosphere which mixed hydrogen and nitrogen.
  • a hot formed member having excellent TWB welding properties is manufactured by hot forming a tailor-welded blank obtained by welding the above-described Al-Fe alloyed steel sheet of the present invention to a steel sheet having a different thickness or strength, and tensile The strength is 1300 MPa or more, and the hardness deviation of the weld portion is 100 Hv or less.
  • the microstructure of the member is not particularly limited as long as the tensile strength of the member exceeds 1300 MPa, but the microstructure of the Al-Fe alloy plated steel sheet portion of the member increases the ductility of the member with martensite or bainite as the main phase.
  • ferrite may comprise 5 area% or less. When the ferrite exceeds 5 area%, not only the strength is lowered, but also cracks are easily propagated along the ferrite network, thereby reducing the impact resistance and impact toughness.
  • a method for manufacturing a hot formed member having excellent TWB welding characteristics is different in thickness or strength from an Al-Fe alloyed steel sheet manufactured by the method for manufacturing an Al-Fe alloyed steel sheet of the present invention. Welding the steel sheet to produce a tailored blank;
  • a tailored blank is manufactured by welding an Al-Fe alloyed steel sheet manufactured by the method for manufacturing an Al-Fe alloyed steel sheet of the present invention described above with a steel sheet having a different thickness or strength.
  • the steel sheet having a different thickness is not particularly limited as long as it is an ordinary thickness difference applied to the production of a tailored welded blank.
  • steel sheets with a thickness difference of 1 to 10 mm can be used.
  • the steel sheets having different strengths are not particularly limited since the effects of the present invention can be obtained by using ordinary steel sheets used for the production of tailored blanks.
  • conventional steel sheets used for the production of tailored blanks include HSLA steel, DP steel, and the like.
  • 6Mn6 steel can be used.
  • 6Mn6 steel is a weight%, C: 0.05 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.4%, Mn: 0.08 to 1.7%, Al: 0.01 to 0.07%, Ti: 0.09% or less, steel sheet containing the remaining Fe and unavoidable impurities Means.
  • the welding method does not need to be particularly limited, and methods such as laser welding, electric arc welding, plasma welding, and MIG may be used.
  • the tailor welded blank is heated at a temperature increase rate of 1 to 1000 ° C / sec to a temperature range of (Ae3 + 30 ° C) to (Ae3 + 150 ° C) and maintained for 1 to 1000 seconds.
  • heating temperature is less than Ae3 + 30 ° C, ferrite is more likely to be generated during the transfer of the Taylor welded blank from the furnace to the mold, and it is difficult to secure a predetermined strength. If the heating temperature is higher than Ae3 + 150 ° C, the surface of the member is excessive. It is difficult to secure spot weldability due to oxide formation.
  • the temperature increase rate is less than 1 ° C / sec, not only is it difficult to secure sufficient productivity, but excessive heating time is required, so the grain size of the steel sheet is so large that impact toughness is reduced, and excessive oxide is formed on the surface of the member, resulting in spot weldability. Lowers. On the other hand, if the temperature increase rate is more than 1000 ° C / sec, expensive equipment is required and manufacturing costs increase.
  • the holding time is less than 1 second, the temperature will not be uniform and the re-dissolution of some carbides may be insufficient, which may cause material differences for each part. It is difficult to secure spot weldability due to oxide formation.
  • the heated Taylor welded blank is molded in a press and cooled at a cooling rate of 1 to 1000 ° C / sec.
  • the cooling rate is less than 1 ° C / sec, it is difficult to ensure high strength due to the formation of ferrite, and to control more than 1000 ° C / sec, there is a problem that a special expensive expensive cooling equipment is required to increase the manufacturing cost.
  • a hot forming plated steel sheet, a hot forming member, and a method of manufacturing the same which are excellent in TWB welding properties due to uniform hardness of the welded portion during manufacture of the tailored blank without removing the plating layer.
  • the slabs having the composition shown in Table 1 below were heated to 1100 ° C., followed by finishing hot rolling at 900 ° C. and wound up at 650 ° C. Thereafter, by weight%, Si: 8%, Fe: 2%, immersed and plated in a plating bath containing the remaining Al and unavoidable impurities, and then annealing under the conditions shown in Table 2 below Al-Fe alloyed steel sheet Was prepared.
  • the Al-Fe alloyed layer of the Al-Fe alloyed steel sheet was analyzed and described in Table 2 below.
  • the Al-Fe alloy plated steel sheet is 6Mn6 steel having the same thickness (% by weight, C: 0.06%, Si: 0.1%, Mn: 1.5%, Al: 0.03%, Ti: 0.05%, the remaining Fe and inevitable impurities Steel sheet) and a laser welded to prepare a tailored blank, and then heated to 900 °C maintained for 6 minutes and hot-molded with a flat metal mold to prepare a hot-formed member.
  • Tensile test, weld tensile test, and weld hardness test of the hot formed member were carried out, and in the hardness test, the micro-Vickers test with a load of 100 g was analyzed for 10 points in the 1/4/4 to 3 / 4t region of the plate thickness of the weld.
  • the weld hardness deviation was measured by subtracting the minimum hardness from the welded average hardness.
  • the spot weldability was expressed as O when the welding current range evaluated by the ISO 18278-2 method was 1 kA or more and X when the welding current range was less than 1 kA.
  • Equation 1 is In Equation 1 and Table 2, T is a heating temperature (° C.), t is a holding time (hour) at a heating temperature, and HR means a temperature rising rate (° C./hour).
  • the surface oxide layer thickness refers to a thickness up to the point of 10 wt% of the oxygen concentration in the oxygen concentration profile obtained through GDS (Glow Discharge Spectrometer) analysis.
  • a diffusion layer formed on the surface of the base steel sheet and containing 0.5 to 12.0 wt% of Si and forming a layer; And an intermediate layer formed in the Al-Fe alloying layer and comprising 3.0 to 20.0 wt% of Si, and forming a layer.
  • Equation 1 exceeded 20. Accordingly, the thickness of the diffusion layer and the intermediate layer deteriorated in weldability increased, resulting in poor spot weldability of the hot formed member.
  • Equation 1 is a graph showing the relationship between Equation 1 and TWB weld hardness variation, it can be seen that the TWB welding characteristics are excellent when Equation 1 satisfies the range suggested by the present invention.
  • FIG. 2 shows the results of Al distribution EPMA analysis for TWB welds of hot forming members 1 and 6.
  • FIG. 1 In case of Comparative Example (No. 1), it can be seen that the Al content of the Al content (red) is unevenly distributed in the TWB welding part. In the case of Invention Example (No. 6), the Al content of the welding part is uniformly distributed. have.
  • FIG 3 is a photograph of the tensile test fracture shape of the hot forming members 1 and 6.
  • the fracture position was the welded portion, and in the case of the Invention Example (No. 6), the fracture position was the base material, and Inventive Example (No. 6) had excellent TWB welding characteristics.

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Abstract

본 발명의 바람직한 일 측면은 Al 도금 후 상소둔 조건을 적절히 제어하여 Al-Fe 합금화층을 형성시킴으로써 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 균일성이 우수하여 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법이 제공될 수 있다.

Description

TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 AL-FE 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법
본 발명은 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
초고강도 열간성형 부재는 최근에 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있으며, 이에 더 나아가 충돌시 에너지 흡수를 위하여 이종 소재 혹은 이종 두께 등의 조합을 가지는 블랭크(TWB, Tailor welded blank)를 이용하여 열간성형을 하는 기술이 제안되어 관련한 다양한 연구들이 진행되고 있다.
이러한 열간 성형 기술에 관한 대표적인 기술로서는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1에서는 Al-Si 도금강판을 850도 이상 가열 후 프레스에 의한 열간성형 및 급냉에 의해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도가 1600MPa을 넘는 초고강도를 확보하는 기술에 대하여 개시하고 있다.
그러나, 특허문헌 1에서 도금층은 Al을 주상으로 하는 것으로 TWB 용접시 도금층과 모재가 불균일하게 혼합되어 용융부 내 국부적으로 경도가 떨어지는 부분이 존재하며, 이는 용접부가 취약하게 되어 변형이 발생할 경우 용접부가 파단되는 문제가 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 기술로는 특허문헌 2가 있다. 특허문헌 2에서는 Al 도금강판의 TWB 용접시 위와 같은 문제를 해결하기 위하여 TWB 용접전 용접부위의 Al 도금층의 일부를 제거 한 후, TWB 용접하는 것을 특징으로 하고 있다.
그러나, 특허문헌 2의 기술을 상용적으로 적용하기 위해서는 TWB 용접전 Al 도금층의 일부를 제거하기 위한 추가적인 설비도입이 필요하며, 또한 실제 용접부 대비 넓은 면적의 도금층을 제거하게 됨으로써 최종적으로 도금층이 제거된 부위에서의 내식성 불량의 위험성이 커지는 문제점을 가지고 있다.
따라서, 도금층의 제거 없이도 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 미국 특허번호 US 6296805 B1
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2009-0005004호
본 발명의 일 측면은 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 이를 이용한 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고,
상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃?로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃?로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃? 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
식1: 1 =
Figure PCTKR2018006244-appb-I000001
= 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
한편, 본 발명의 또 다른 일 측면은 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러드 웰디드 블랭크(Tailor Welded Blank, TWB)를 열간성형함으로써 제조된 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 도금층의 제거 없이도 테일러 웰디드 블랭크 제조시 용접부의 경도가 균일하여 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 식1과 TWB 용접부 경도 편차와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 TWB 용접부에 대한 Al분포 EPMA 분석결과이다.
도 3은 시험번호 1과 6의 열간성형 부재의 인장시험 파단 형상을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 Al-Fe 합금화 도금강판의 단면을 개략적으로 나타낸 도면이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 Al 도금강판을 이용하여 테일러 웰디드 블랭크(Tailor Welded Blank, TWB)를 제조하는 경우에는 용접부의 경도가 균일하지 못하여 TWB 용접 특성이 열위한 문제점이 있으며, 이를 해결하기 위하여 Al 도금층을 제거한 후 TWB를 제조하는 경우에는 Al 도금층의 일부를 제거하기 위한 추가적인 설비도입이 필요하며, 또한 실제 용접부 대비 넓은 면적의 도금층을 제거하게 됨으로써 최종적으로 도금층이 제거된 부위에서의 내식성이 열위해지는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, Al 도금 후 상소둔 조건을 적절히 제어하여 Al-Fe 합금화층을 형성시킴으로써 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 균일성이 우수하여 TWB 용접 특성을 우수하게 할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고, 상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이다.
먼저, 본 발명 소지강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.1~0.5%
C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소이다.
C 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 0.5% 초과인 경우에는 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시킬 우려가 있다.
따라서, C 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다. C 함량의 보다 바람직한 상한은 0.45%이고, 보다 더 바람직한 상한은 0.4%이다.
Si: 0.01~2.0%
Si는 제강에서 탈산제로 첨가되며, 열간성형 부재의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 탄화물 생성을 억제할 뿐만 아니라, 열간성형에 있어서 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 래스(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류 오스테나이트를 확보하기 위하여 첨가된다.
Si 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 기대할 수 없을 뿐만 아니라, 강의 청정도를 확보할 수 없고, 과도한 비용이 든다. 반면에, Si 함량이 2.0% 초과인 경우에는 Al 도금성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서 Si 함량의 상한은 2.0%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.5%이다.
Mn: 0.1~10%
Mn은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 열간성형 부재에 있어서 마르텐사이트를 확보하기 위한 임계냉각속도를 낮추기 위하여 첨가될 필요가 있다.
Mn 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻는데 한계가 있다. 반면에, Mn 함량이 10% 초과인 경우에는 열간성형 공정 전 강판의 강도가 너무 높게 올라가기 때문에 작업성이 떨어질 뿐만 아니라, 과다한 합금철에 의한 원가 상승 및 점용접성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서 Mn 함량의 상한은 10%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 9.0%, 보다 더 바람직하게는 8.0%이다.
P: 0.001~0.05%
P는 불순물로서, P 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 들고, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 용접성을 크게 떨어뜨린다. 따라서, P 함량의 상한은 0.05%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.03%이다.
S: 0.0001~0.02%
S는 불순물로서, S 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 들고, S 함량이 0.02% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해한다. 따라서 S 함량의 상한은 0.02%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01%이다.
Al: 0.001~1.0%
Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 원소이다.
Al 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 1.0% 초과인 경우에는 과다하게 Ac3 온도가 상승하여 가열온도를 더욱 높혀야 하는 문제점이 있다.
N: 0.001~0.02%
N은 불순물로서, N 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 과다한 제조비용이 들고, N 함량이 0.02% 초과인 경우에는 슬라브 연주 시 크랙이 발생할 수 있으며, 충격특성이 열위해진다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 소지강판은 상술한 원소 외에 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함할 수 있다.
Cr 및 Mo는 경화능 향상, 석출강화 효과를 통한 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소들이다. Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합이 0.01% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 4.0% 초과인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 용접성 저하 및 비용 상승의 문제가 있다.
또한, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함할 수 있다.
Ti, Nb 및 V은 미세 석출물 형성으로 열처리 부재의 강도 향상, 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트 안정화 및 충격인성 향상에 기여하는 원소들이다. Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합이 0.001% 미만인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 비용 상승의 문제가 있다.
또한, B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함할 수 있다.
B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 또는/및 S의 입계편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. B 함량이 0.0001% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어렵고, 0.01% 초과인 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연에서 취성을 야기시킨다. 따라서 B 함량의 상한은 0.01%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.005%이다.
한편, 상기 소지강판의 미세조직은 특별히 한정할 필요는 없으나, 예를들면, 면적분율로 펄라이트 20% 이하, 마르텐사이트 10% 이하, 구상화된 탄화물 10% 이하 및 나머지 페라이트를 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층에 대하여 상세히 설명한다.
상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이다.
미합금화된 상의 분율이 1면적% 초과인 경우에는 저융점의 Al 상의 존재하는 것을 의미하고, 이러한 저융점의 Al 상은 TWB 용접시 용접부에 Al 농화상으로 잔존하게 되며, 열간성형 후 저경도상을 형성함으로써 열간성형 부재의 TWB 용접부 경도 편차를 크게하여 용접부 특성을 열위해진다.
Al: 40~60%
Al-Fe 합금화층 내 Al 함량이 60% 초과인 경우에는 TWB 용접부에 Al 농화상이 잔존하게 될 우려가 있으며, 40% 미만인 경우에는 최종 열간성형 부재의 내식성이 열위해진다.
Si: 2~10%
도금층의 Si함량은 2~10%인 것이 바람직하다. Al-Fe 도금층은 Al, Si, Fe함량에 따라 여러 다양한 상으로 구성될 수 있으며, 이 중 Si가 포함된 상은 경도가 낮아 도금층의 박리를 억제하는 효과가 있으나, 점용접성을 열위하게 할 수 있다. Si함량이 2% 미만인 경우에는 Si가 포함된 상의 형성이 불충분하여 도금층의 박리가 쉽게 발생할 수 있으며, 10% 초과인 경우에는 도금층의 저항이 너무 증가하여 점용접성을 나쁘게 하는 문제가 있다.
이때, 상기 Al-Fe 합금화층은,
상기 소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;을 포함하며,
상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 1.0~10㎛일 수 있다.
상기 확산층과 중간층 두께의 합이 1.0㎛ 미만인 경우에는 도금층의 박리가 쉽게 발생할 수 있으며, 10㎛ 초과인 경우에는 도금층의 저항이 증가하여 점용접성이 열위해질 수 있다. 따라서 상기 확산층과 중간층 두께의 합은 1.0~10㎛인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2.0~10㎛일 수 있다.
예를 들어, 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 모식도인 도4에서와 같이, 소지강판 표면으로부터 확산층, Fe2Al5이 주를 이루는 층, 중간층, Fe2Al5 이 주를 이루는 층이 차례대로 형성되어 구성될 수 있으며, 확산층은 FeAl(Si)와 αFe를 주요구성으로 하여 Si 함량이 0.5~12.0중량%이고, 중간층은 FeAl(Si)를 주요구성으로 하여 Si 함량이 3.0~20.0중량%일 수 있다. FeAl(Si)는 다른 상에 비해 경도가 낮은 특징이 있어 도금층의 박리를 억제하는 효과가 있으나, 점용접성을 열위하게 할 수 있다.
또한, 상기 Al-Fe 합금화층 상에 두께 2㎛ 이하의 산화층이 형성되어 있을 수 있다. 상기 상화층의 두께가 2㎛ 초과인 경우에는 점용접성이 열위해지는 문제점이 있다. 여기서 산화층의 두께는 GDS(Glow Discharge Spectrometer) 분석시 산소농도 10%인 지점까지의 두께를 의미한다.
또한, 상기 Al-Fe 합금화층의 두께는 10~60㎛일 수 있다.
Al-Fe 합금화층의 두께가 10㎛ 미만인 경우에는 내식성을 확보하기 어려우며, 60㎛ 초과인 경우에는 점용접성이 저하되고 제조비용이 증가하는 문제점이 있다.
TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및 상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함한다.
식1: 1 =
Figure PCTKR2018006244-appb-I000002
= 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열한다.
슬라브 가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 슬라브 조직이 균질화 되기 어렵고, 1300℃ 초과인 경우에는 과다한 산화층 형성 및 제조비용 상승의 문제점이 있다.
열간 압연 단계
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만인 경우에는 이상역 압연이 되기 쉬어 표층에 혼립 조직이 형성되고, 판형상 제어가 어렵다. 반면에, 마무리 열간압연 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 결정립이 조대화되는 문제점이 있다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취한다.
권취온도가 Ms 온도(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하인 경우에는 열연재의 강도가 너무 높아져 냉간압연이 어려운 문제점이 있으며, 750℃ 초과인 경우에는 산화층의 두께가 과도하게 증가되어 표면 산세가 어려운 문제점이 있다.
도금 단계
상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금한다.
Si함량이 6% 미만이면, 도금욕의 유동성이 저하되어 균일한 도금층 형성이 어려운 문제가 있다. 반면, Si함량이 12%를 초과하면 도금욕의 용융온도가 올라가서 도금욕 관리 온도를 상향해야 하는 문제점이 있다. 도금욕 중 Fe는 도금 과정에서 강판으로부터 도금욕에 용해가 되어 존재하게 된다. 도금욕의 Fe함량이 1% 미만을 유지하기 위해서는 용해되어 나오는 Fe를 희석시키기 위해 과도한 제조 비용이 발생하는 문제가 있고, Fe 함량이 4%를 초과하면 도금욕에 드로스라고 하는 FeAl 화합물 형성이 용이하여 도금 품질을 저하시키기 때문에 4% 이하로 관리할 필요가 있다.
이때, 상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행할 수 있다.
도금량이 편면 기준 30g/m2 미만인 경우에는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려우며, 130g/m2 초과인 경우에는 과도한 도금 부착량으로 인하여 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량이 코일 전폭 및 길이 방향으로 균일하도록 도금하기가 용이하지 않기 때문이다.
이때, 상기 도금하는 단계는 도금 전에 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
냉간압연을 생략하고 바로 도금을 실시하여도 무방하나, 보다 정밀한 강판 두께 제어를 위하여 냉간압연을 실시할 수 있다. 예를 들어, 소정의 목표 두께를 얻기 위하여 30~80%의 압하율로 냉간압연할 수 있다.
또한, 상기 냉간압연 전에 상기 권취된 열연강판을 400~700℃로 가열하여 1~100시간 동안 유지하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다. 냉간압연 부하를 줄이기 위함이다.
또한, 상기 냉간압연 후에 상기 냉연강판을 700~900℃에서 연속소둔하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다. 이는 냉간압연 후 가공경화된 조직을 재결정시켜 후속 공정 생산에 적합한 강도 및 물성을 확보하기 위함이다.
상소둔 단계
상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔한다.
식1: 1 =
Figure PCTKR2018006244-appb-I000003
= 20
(상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
상소둔전 Al도금만 한 상태에서 도금층은 Al을 주상으로 내부에 Al-Si 공정상이 분포하는 조직이나, 상소둔시 Fe와의 합금화를 통하여 점차 도금층의 Fe함량이 높아지는 다양한 상이 형성된다. 다양한 상이 형성되어 정확한 상을 규명하기는 어려우나, 도 4 및 상술한 바와 같이, 소지강판 표면으로부터 확산층, Fe2Al5이 주를 이루는 층, 중간층, Fe2Al5 이 주를 이루는 층이 차례대로 형성되어 구성될 수 있으며, 확산층은 FeAl(Si)와 αFe를 주요구성으로 하여 Si 함량이 0.5~12.0중량%이고, 중간층은 FeAl(Si)를 주요구성으로 하여 Si 함량이 3.0~20.0중량%일 수 있다.
식1 값이 1 미만인 경우에는 상소둔이 부족함에 따라 최표층에 Al층이 남을 수 있으며, 열간성형 후 도금층내 저융점의 Al상의 존재로 TWB 용접시 용접부에 불균일하게 잔존하게 되어, 최종 열간 성형후 용접부내 저경도상으로 남아 용접부를 취약하게 만드는 문제를 야기 시킨다.
반면에, 식1 값이 20 초과인 경우에는 상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 증가함에 따라 열간성형 후 점용접성을 열위하게 하는 문제점을 가진다.
이때, 상기 상소둔 시 승온속도는 1~500℃/시간 범위이며, 가열온도는 450~750℃ 범위이고, 유지시간은 1~100시간 범위일 수 있다.
승온속도가 1℃/시간 미만인 경우에는 가열로 분위기 내에 불순물로 존재하는 산소에 의하여 도금층 표면에 산화물이 과다하게 형성되어 열간성형 후 점용접성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 생산성이 크게 저하될 우려가 있다. 반면에, 승온속도가 500℃/시간 초과인 경우에는 도금층 표층에 부분적으로 미합금화된 Al층이 남아있게 되는데, 미합금화 된 Al층은 저용점상으로 TWB 용접시 용접부에 불균일하게 잔존하게 되어, 최종 열간 성형후 용접부내 저경도상으로 남아 용접부를 취약하게 만들 수 있다.
가열온도가 450℃ 미만인 경우에는 도금층 표층에 충분한 합금화가 이루어지지 않아 상술한 바와 같이 용접부를 취약하게 만들 수 있다. 반면에, 가열온도가 750℃ 초과인 경우에는 상소둔 중 표층에 산화물이 과다하게 생성되어 열간성형 후 점용접성을 열위하게 할 수 있다.
가열온도에서의 유지시간 유지시간이 1시간 미만인 경우에는 도금층이 충분히 합금화되기 어렵고, 100시간 초과인 경우에는 생산성이 저하되는 문제점이 있다.
상소둔 열처리 후 냉각은 노냉, 공냉 등 특별히 한정하지 않는다.
이때, 상기 상소둔은 비산화성 분위기에서 행할 수 있다. 예를 들어, 수소 분위기, 또는 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 행할 수 있다.
상소둔 시 비산화성 분위기를 유지함으로써, 코일 표면에 산화물이 다량 생성되어 열간성형 후 점용접성이 열위해지는 문제점을 방지하기 위한 것이다. 또한, 산화성 분위기에서는 상소둔 설비가 산화되어 설비 유지비용이 상승할 뿐만 아니라, 설비 수명을 단축시키는 문제가 있다.
TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재
본 발명의 또 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재는 상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러 웰디드 블랭크를 열간성형함으로써 제조되고, 인장강도가 1300MPa 이상이며, 용접부의 경도편차가 100Hv 이하이다.
용접부의 경도편차가 100Hv 초과인 경우에는 용접부에서 파단이 발생하게 되어 TWB 용접 특성이 열위하다.
이때, 상기 부재의 미세조직은 부재의 인장강도가 1300MPa을 넘게 되면 특별히 한정하지 않지만, 상기 부재 중 Al-Fe 합금화 도금강판 부분의 미세조직은 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 하면서 부재의 연성을 높이기 위하여 잔류 오스테나이트를 30면적% 이하로 포함할 수 있으며, 페라이트는 5면적% 이하로 포함할 수 있다. 페라이트가 5면적%를 초과하게 되면 강도가 저하될 뿐만 아니라, 페라이트 네트워크를 따라 크랙이 전파되기 용이하기 때문에 내충돌성 및 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법
본 발명의 또 다른 일 측면인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법은 상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조하는 단계;
상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 열간성형 단계;를 포함한다.
테일러 웰디드 블랭크 제조 단계
상술한 본 발명의 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조한다.
이때, 두께가 상이한 강판에 대해서는 테일러 웰디드 블랭크 제조에 적용되는 통상적인 두께 차이라면 본 발명의 효과가 나타나므로 특별히 한정하지 않는다. 예를 들어, 1~10mm의 두께 차이가 있는 강판을 이용할 수 있다.
또한, 강도가 상이한 강판도 테일러 웰디드 블랭크 제조에 사용되는 통상적인 강판을 사용하면 본 발명의 효과가 나타나므로 특별히 한정하지 않는다.
예를 들어, 테일러 웰디드 블랭크 제조에 사용되는 통상적인 강판으로는 HSLA강, DP강 등이 있다.
보다 구체적인 예를 들면, 6Mn6 강재를 이용할 수 있다. 6Mn6 강재란 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 0.08~1.7%, Al: 0.01~0.07%, Ti: 0.09% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 의미한다.
나아가, 용접 방법도 특별히 한정할 필요는 없으며, 레이저 용접, 전기 아크용접, 플라즈마 용접, MIG 등의 방법이 사용될 수 있다.
테일러 웰디드 블랭크 가열 단계
상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지한다.
가열 온도가 Ae3+30℃ 미만인 경우에는 테일러 웰디드 블랭크를 가열로에서 금형으로 이송하는 도중 페라이트가 생성될 가능성이 높아 소정의 강도를 확보하기 어렵고, Ae3+150℃ 초과인 경우에는 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
승온속도가 1℃/초 미만인 경우에는 충분한 생산성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 과다한 가열 시간이 소요되기 때문에 강판의 결정립 크기가 너무 커서 충격인성을 저하시키고, 부재 표면에 과다한 산화물이 형성되어 점용접성을 저하시킨다. 반면에 승온속도가 1000℃/초 초과인 경우에는 고비용의 설비가 필요하여 제조비용이 증가한다.
유지 시간이 1초 미만인 경우에는 온도가 균일화 되지 못하고, 일부 탄화물의 재용해가 불충분하여 부위별 재질차이를 유발할 수 있으며, 유지시간이 1000초를 초과하게 되면, 가열온도 과다와 마찬가지로 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
열간성형 단계
상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각한다.
냉각속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 페라이트가 형성되어 고강도를 확보하기 어렵고, 1000℃/sec 초과로 제어하기 위해서는 고가의 특별한 냉각설비가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명의 바람직한 일례에 의하면, 도금층의 제거 없이도 테일러 웰디드 블랭크 제조시 용접부의 경도가 균일하여 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 슬라브를 1100℃로 가열한 후, 900℃에서 마무리 열간압연하고 650℃에서 권취하였다. 그 후, 중량%로, Si: 8%, Fe: 2%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 상소둔하여 Al-Fe 합금화 도금강판을 제조하였다.
Al-Fe 합금화 도금강판의 Al-Fe 합금화층을 분석하여 하기 표 2에 기재하였다.
또한, Al-Fe 합금화 도금강판의 도금층 박리 여부에 대한 실험을 실시하였으며, 그 결과를 하기의 표 2에 기재하였다. 도급층 박리 여부는 Al-Fe 합금화 도금강판을 3mm의 곡률반경으로 내측 각도가 60° 가 되도록 V자 굽힘을 실시하고, 굽힘부에 투명 테이프를 부착한 후 탈착하여 도금층이 박리되는지 여부를 육안으로 관찰하여 판단하였다.
상기 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께가 동일한 6Mn6 강재(중량%로, C: 0.06%, Si: 0.1%, Mn: 1.5%, Al: 0.03%, Ti: 0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판)와 레이저 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조한 후, 900℃로 가열하여 6분 동안 유지한 후 평판 금형으로 열간성형하여 열간성형 부재를 제조하였다.
상기 열간성형 부재의 인장시험, 용접부 인장시험 및 용접부 경도 시험을 실시하였으며, 경도 시험의 경우 하중 100g의 마이크로 비커스 시험을 용접부의 판두께 1/4t에서 3/4t 영역에서 10점을 분석하였다.
용접부 경도편차는 용접부 평균 경도에서 최소 경도를 뺀 값으로 측정하였다.
점용접성은 ISO 18278-2 방법으로 평가한 용접전류 범위가 1kA 이상이면 O, 1kA 미만이면 X로 표시하였다.
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al N B Cr Mo Ti Nb V
A 0.23 0.2 1.3 0.01 0.002 0.03 0.004 0.002 0.15 - 0.035 - -
B 0.15 0.01 3 0.009 0.003 0.02 0.005 0.002 0.3 - 0.03 - -
C 0.13 1.4 7 0.009 0.002 0.04 0.004 - 1 0.3 0.023 - -
D 0.35 0.6 1.1 0.01 0.001 0.035 0.006 - 0.3 - - - 0.2
E 0.22 0.2 1.1 0.011 0.002 0.04 0.006 0.003 0.2 - 0.03 0.06 0.2
F 0.25 0.3 0.2 0.008 0.001 0.03 0.005 0.003 3 - 0.032 0.08 -
G 0.21 0.1 0.9 0.009 0.003 0.032 0.005 0.002 - 0.3 0.032 - -
H 0.07 0.5 1 0.009 0.002 0.037 0.005 0.002 0.1 - 0.003 0.03 -
I 0.23 0.5 0.05 0.008 0.003 0.031 0.006 0.003 - 0.2 0.03 - -
No. 강종 상소둔 조건 Al-Fe 합금화층 도금층박리여부 표층산화층두께(㎛) 비고
분위기 T t HR 식1 Al(wt%) 확산층 중간층 두께합(㎛) 미합금화(면적%)
1 A - - - - - 88 0.1 98 X 0.01 비교예
2 H2 450 12 50 0.1 74.1 0.7 45 ○ 0.01 비교예
3 H2 500 18 50 0.4 67.8 0.9 21 ○ 0.03 비교예
4 H2 550 10 50 0.9 62.1 0.6 2.8 ○ 0.07 비교예
5 H2 600 24 50 3.0 53.2 3.2 0 X 0.23 발명예
6 H2 650 12 50 5.2 55.4 3.7 0 X 0.26 발명예
7 N2+H2 600 2 100 1.2 59.2 0.9 0.7 ○ 0.11 비교예
8 N2+H2 650 12 50 5.2 54.2 3.9 0 X 0.21 발명예
9 대기 650 12 50 5.2 53.8 2.8 0 X 2.18 비교예
10 H2 650 12 100 4.8 56.7 2.9 0.4 X 0.36 발명예
11 H2 650 12 5 10.1 52.1 5.5 0 X 0.75 발명예
12 H2 650 12 1 20.7 43.5 11.3 0 X 0.90 비교예
13 H2 650 24 50 6.8 51.5 3.7 0.2 X 0.51 발명예
14 H2 750 6 50 17.1 47 9.3 0 X 0.85 발명예
15 H2 750 15 50 22.7 41.6 12.3 0 X 1.10 비교예
16 B H2 650 12 50 5.2 55.8 2.8 0 X 0.35 발명예
17 C H2 650 12 50 5.2 53.2 2.9 0 X 0.31 발명예
18 D N2+H2 650 12 50 5.2 49.6 3.7 0 X 0.36 발명예
19 H2 800 1 50 24.3 43.5 13.2 0 X 0.94 비교예
20 E H2 650 12 50 5.2 55.7 2.9 0 X 0.29 발명예
21 F H2 650 12 50 5.2 54.2 3.1 0 X 0.24 발명예
22 G H2 700 6 50 8.8 52.1 4.8 0 X 0.33 발명예
23 H2 550 3 50 0.6 62.3 1.3 3 X 0.08 비교예
24 H H2 650 12 50 5.2 53.7 3.9 0 X 0.31 비교예
25 I H2 650 12 50 5.2 56.4 4.0 0 X 0.25 비교예
상기 표 2에서 식1은
Figure PCTKR2018006244-appb-I000004
이며, 상기 식1 및 표 2에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미한다.
상기 표 2에서 표층산화층 두께는 GDS(Glow Discharge Spectrometer) 분석을 통하여 얻어진 산소농도 프로파일에서 산소농도가 10 wt%인 지점까지의 두께를 의미한다.
소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;의 각각의 두께 평균값을 구하고, 각각의 두께 평균값을 합하여 상기 표 2에 기재하였다.
표 2에서 도금층 박리 여부와 관련하여, "○"는 도금층 박리가 발생된 것을 의미하며, "X"는 도금층 박리가 발생되지 않은 것을 의미한다.
No. 열간성형 부재 TWB 특성 비고
YS(MPa) TS(MPa) EL(%) 점용접성 연결재(6Mn6)도금 용접부경도(Hv) 용접부최소경도(Hv) 용접부경도편차(Hv) 파단위치
1 1065 1508 6.4 O Al도금 342 165 177 용접부 비교예
2 1071 1517 6.2 O 비도금 335 178 157 용접부 비교예
3 1071 1509 6.4 O 비도금 338 200 138 용접부 비교예
4 1059 1511 6.5 O 비도금 342 232 110 용접부 비교예
5 1054 1496 6.8 O 비도금 341 299 42 모재 발명예
6 1065 1504 6.4 O Al도금 335 311 24 모재 발명예
7 1072 1512 6 O Al도금 346 251 95 모재 비교예
8 1066 1501 6.7 O 비도금 339 287 52 모재 발명예
9 1032 1499 6.1 X 비도금 320 291 29 모재 비교예
10 1069 1519 6.2 O 비도금 345 284 61 모재 발명예
11 1047 1500 6.6 O 비도금 332 308 24 모재 발명예
12 1034 1493 6.5 X Al도금 339 314 25 모재 비교예
13 1028 1485 6.7 O 비도금 341 297 44 모재 발명예
14 1025 1481 6.6 O Al도금 329 305 24 모재 발명예
15 1011 1468 6.7 X 비도금 335 299 36 모재 비교예
16 1023 1578 5.8 O 비도금 374 310 64 모재 발명예
17 1103 1630 7.8 O 비도금 395 318 77 모재 발명예
18 1387 2015 5.6 O 비도금 545 473 72 모재 발명예
19 1345 1967 5.3 X 비도금 545 480 65 모재 비교예
20 1075 1543 6.8 O 비도금 341 308 33 모재 발명예
21 1121 1597 6.2 O 비도금 375 319 56 모재 발명예
22 1064 1499 6.9 O Al도금 354 295 59 모재 발명예
23 1064 1508 6.5 O Al도금 358 241 117 용접부 비교예
24 756 1102 14.2 O 비도금 283 252 31 모재 비교예
25 889 1265 8.1 O 비도금 294 244 50 모재 비교예
본 발명의 조건을 만족하는 발명예들의 경우에는 열간성형 후 1300MPa 이상의 인장강도가 확보 가능하며, Al-Fe 합금화층의 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하이고, Al-Fe도금층의 Al함량이 40~60%로 TWB 용접시 용접부에 Al농화상이 형성되지 않아 열간성형 후 TWB 용접부의 경도 편차가 100Hv 이하였으며, 용접부 인장 시험결과 용접부 파단없이 6Mn6 모재부에서 파단이 일어나 TWB 용접 특성이 우수한 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예들의 경우에는 열간성형 전 도금층의 박리가 발생하지 않음을 확인할 수 있다.
비교예인 1번의 경우, 상소둔을 실시하지 않아 TWB 용접 특성이 열위하였다.
비교예인 2~4번의 경우, 식1 값이 1미만으로 미합금화된 상의 분율이 1면적% 초과였으며, 저융점의 Al 상의 존재로 인하여 TWB 용접시 용접부에 Al 농화상이 잔존하여 열간성형 후 저경도상을 형성하였으며, 이에 따라 TWB 용접부의 경도 편차가 100Hv 초과였고, 용접부 인장 시험결과 용접부에서 파단이 발생하였다.
비교예인 2 내지 4번, 및 7번의 경우, 확산층과 중간층의 평균 두께 합이 1㎛ 미만이므로, 열간성형 전 도금층의 박리 현상이 발생하였다.
비교예인 9번의 경우, 대기 분위기에서 상소둔을 실시하였으며, 이에 따라 상소둔 과정 중 형성된 표층 산화층이 두꺼워져서 열간성형 부재의 점용접성이 불량하였다.
비교예인 12, 15 및 19번의 경우, 식1 값이 20을 초과하였으며, 이에 따라 용접성에 열위한 확산층과 중간층의 두께가 증가하여 열간성형 부재의 점용접성이 불량하였다.
비교예인 24 및 25번의 경우, TWB 용접부 특성 및 점용접성 등은 우수하였으나, C또는 Mn 함량이 본 발명 범위에 미달하여 열간성형 부재의 인장강도가 1300MPa 미만이었다.
도 1은 식1과 TWB 용접부 경도 편차와의 관계를 나타낸 그래프로서 식1이 본 발명에서 제시한 범위를 만족하는 경우 TWB 용접 특성이 우수함을 알 수 있다.
도 2는 1번과 6번의 열간성형 부재의 TWB 용접부에 대한 Al분포 EPMA 분석결과이다. 비교예(1번)의 경우 TWB 용접부에 Al함량이 높은 상(붉은색)이 불균일하게 분포하는 것을 확인할 수 있으며, 발명예(6번)의 경우 용접부의 Al함량이 균일하게 분포하는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 1번과 6번의 열간성형 부재의 인장시험 파단 형상을 촬영한 사진이다. 비교예(1번)의 경우 파단위치가 용접부이고, 발명예(6번)의 경우 파단위치가 모재였으며 발명예(6번)이 TWB 용접 특성이 우수함을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (20)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
    상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Fe 합금화층;을 포함하고,
    상기 Al-Fe 합금화층은 중량%로, Al: 40~60%, Si: 2~10%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 미합금화된 상의 분율이 1면적% 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판의 미세조직은 면적분율로 펄라이트 20% 이하, 마르텐사이트 10% 이하, 구상화된 탄화물 10% 이하 및 나머지 페라이트를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 Al-Fe 합금화층은,
    상기 소지강판 표면에 형성되고 Si을 0.5~12.0중량% 포함하며 층을 이루는 확산층; 및 상기 Al-Fe 합금화층 내에 형성되고 Si를 3.0~20.0중량% 포함하며 층을 이루는 중간층;을 포함하며,
    상기 확산층 및 상기 중간층의 평균 두께의 합이 1.0~10㎛인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 Al-Fe 합금화층 상에 2㎛ 이하의 산화층이 형성되어 있는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 Al-Fe 합금화층의 두께는 10~60㎛인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판.
  9. 중량%로, C: 0.1~0.5%, Si: 0.01~2.0%, Mn: 0.1~10%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~1.0%, N: 0.001~0.02%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 냉각하여 Ms 초과 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계; 및
    상기 도금된 열연강판을 하기 식1을 만족하도록 상소둔하는 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
    식1: 1 =
    Figure PCTKR2018006244-appb-I000005
    = 20
    (상기 식1에서 T는 가열온도(℃), t은 가열온도에서의 유지시간(시간), HR은 승온속도(℃/시간)를 의미함.)
  10. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브는 Cr 및 Mo 중 1종 이상을 합계로 0.01~4.0중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브는 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 합계로 0.001~0.4중량% 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 슬라브는 B: 0.0001~0.01중량%를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  13. 제9항에 있어서,
    상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  14. 제9항에 있어서,
    상기 도금하는 단계는 도금 전에 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  15. 제9항에 있어서,
    상기 상소둔 시 승온속도는 1~500℃/시간 범위이며, 가열온도는 450~750℃ 범위이고, 유지시간은 1~100시간 범위인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  16. 제9항에 있어서,
    상기 상소둔하는 단계는 비산화성 분위기에서 행하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판의 제조방법.
  17. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항의 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접한 테일러 웰디드 블랭크를 열간성형함으로써 제조되고,
    인장강도가 1300MPa 이상이며, 용접부의 경도편차가 100Hv 이하인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재.
  18. 제17항에 있어서,
    상기 부재 중 Al-Fe 합금화 도금강판 부분의 미세조직은 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 30면적% 이하, 페라이트는 5면적% 이하로 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재.
  19. 제9항 내지 제16항 중 어느 한 항에 의해 제조된 Al-Fe 합금화 도금강판을 두께 또는 강도가 상이한 강판과 용접하여 테일러 웰디드 블랭크를 제조하는 단계;
    상기 테일러 웰디드 블랭크를 (Ae3+30℃) ~ (Ae3+150℃)의 온도범위까지 1~1000℃/초의 승온속도로 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
    상기 가열된 테일러 웰디드 블랭크를 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 열간성형 단계;를 포함하는 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
  20. 제19항에 있어서,
    상기 강도가 상이한 강판은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 0.08~1.7%, Al: 0.01~0.07%, Ti: 0.09% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판인 TWB 용접 특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법.
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