KR20140129150A

KR20140129150A - 고강도 소부경화형 저밀도 강 및 상기 강의 제조방법

Info

Publication number: KR20140129150A
Application number: KR1020147025378A
Authority: KR
Inventors: 쳉 리우; 라드하칸타 라나
Original assignee: 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔.
Priority date: 2012-02-20
Filing date: 2013-02-19
Publication date: 2014-11-06
Also published as: JP6342336B2; EP2817428A1; CN104126023A; JP2015513608A; EP2817428B1; EP2817428B2; WO2013124264A1; US20150027597A1; CN104126023B

Abstract

본 발명은 고강도 소부경화형 저밀도 강 및 상기 강의 제조방법에 관한 것이다.

Description

고강도 소부경화형 저밀도 강 및 상기 강의 제조방법{HIGH STRENGTH BAKE-HARDENABLE LOW DENSITY STEEL AND METHOD FOR PRODUCING SAID STEEL}

본 발명은 고강도 소부경화형 저밀도 강(bake-hardenable low density steel) 및 이 강의 제조방법에 관한 것이다.

차량의 탄소배출량을 감소시키기 위한 지속적인 노력으로, 자동차 제조업체와 함께 철강 산업에서는 강의 가공성 및 최종 제품의 안정성에 영향을 끼치지 않고 경량화를 가능하게 하는 강을 제조하기 위해 지속적으로 노력하고 있다. 미래의 C0₂-배출요건을 만족시키기 위해, 자동차의 연료소비량을 저감시키는 것이 필요하다. 이러한 감소의 한가지 방법은 차체의 중량을 낮추는 것이다. 저밀도 및 고강도의 강이 이러한 차체 중량의 감소에 기여할 수 있다. 동일한 두께의, 저밀도 강의 사용은 자동차 부품의 중량을 감소시킨다. 알려진 고강도 강들이 갖는 문제점은, 그들의 고강도가 강 시트를 자동차 부품으로 성형하는 동안 재료의 성형성을 저해한다는 것이다.

통상의 고강도 강, 예를 들어 2상(dual phase) 강들은 얇은 시트를 사용할 수 있고, 이에 따라 중량을 감소시킬 수 있다. 그러나, 얇은 부재(part)는 강성, 내충격성 및 내덴트성(dent resistance)과 같은 다른 특성들에 부정적인 영향을 가질 것이다. 이러한 부정적인 영향들은 강 두께를 증가시켜 다운게이징(downgauging)의 효과를 무효화하거나 또는 부품의 형상을 바람직하지 않게 변경시키는 것에 의해서만 해결될 수 있다.

본 발명의 목적은 자동차 부품으로 성형하기 전에 최종 부품(finished component)에서 우수한 성형성이 조합된 고강도를 갖는 저밀도 강을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명의 목적은 우수한 강성(stiffness) 및 내덴트성을 갖는 고강도 강을 제공하는 것이다.

전술한 본 발명의 목적 중 하나 이상은 중량%로 하기의 조성을 갖는 페라이트 강(ferritic steel) 스트립 또는 시트를 제공하는 것에 의해 달성될 수 있다.

· 최대 0.01% C_전체;

· 최대 0.5% Si;

· 최대 1.0% Mn;

· 5 내지 최대 10% Al;

· 최대 0.010% N;

· 최대 0.019% Ti;

· 최대 0.08% Nb;

· 최대 0.1% Zr;

· 최대 0.1% V;

· 최대 0.01% S;

· 최대 0.1% P;

· 선택적으로, 5 내지 50 ppm B;

· 잔부 철 및 불가피한 불순물;

여기에서,

C_고용(solute) = C_전체(total)

- 최소(Minimum)[X,Y]

- 최대(Maximum)[Z,0]

- 12/93*Nb

- 12/91*Zr

- 12/51*V;

여기에서,

· X = 2*12/(2*32)*S;

· Y = 2*12/(4*48)*(Ti-48/14*N);

· Z = 12/48*(Ti-48/14*N - 4*48/(2*32)*S);

여기에서,

최소[X,Y] = X 및 Y의 작은 값;

최소[X,Y] = 0(Y가 음인 경우); 및

최대[Z,0] = 0 및 Z의 큰 값;

여기에서,

C_고용은 적어도 0.0005%(5 ppm)이다.

달리 언급하지 않으며, 모든 퍼센테이지는 중량 퍼센트이다. 어떠한 오해도 피하기 위해, 전술한 수식을 마이크로 엑셀과 같은 상업용 스프레드시트 프로그램(spreadsheet programme)에 입력하면, 상기 수식의 정확한 해석이 얻어질 것이다. 예를 들면, 12/93*Nb는 (12/93)*Nb로서 정확하게 해석되고, 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 기술자는 상기 수식에서 탄소 (12) 및 Nb (93)의 원자 질량을 인식할 것이다. 이는, 각자의 차이점을 감안하여(mutatis mutandis) 상기 수식에서 다른 숫자들에 대해 동일하게 적용된다. 따라서, 상기 수식을 다르게 표현하면 다음과 같다:

본 발명에 따른 강은, 어닐링 및 선택적인 융용아연도금 단계 후에 상기 강이 고용체(C_고용)에 탄소를 함유할 수 있도록 조정된 화학조성을 갖는다. 고용체 중의 탄소는 강이 예를 들어 페인트-베이킹 사이클(paint-baking cycle)에서 소부경화될 수 있도록 한다. 자동차 부품은 강을 밀(mill)로 압연하는 것에 의해 성형되며, 이 부품은 그의 최종 형상으로 성형된 후에 도장되고 소성된다.

또한, 본 발명에 따른 강은 자동차 부품을 성형하기 전, 즉 페인트-베이킹 조작 전의 양호한 성형성과 페인트-베이킹 조작 후의 고강도를 조합시킨다.

본 발명자들은 페인트 베이킹 사이클에서 강을 소부경화시키기 위해서는, 적어도 5 ppm의 고용 탄소(solute carbon)(C_고용)가 강 중에 존재하여야 한다는 것을 발견하였다. 이보다 적은 양의 고용 탄소는 효과가 미미하거나 재현되지 않는다.

강은 자연 시효(natural ageing)가 없는 것이 바람직하기 때문에, 고용 탄소의 레벨은 또한 임계상한값(critical upper value)을 초과하지 않아야 한다. 자연 시효는 실온에서의 과포화된 고용체(supersaturated solid solution)의 자발적인 시효이며, 또한 열간 압연 또는 냉간 압연 후, 또는 최종 열처리 후에 대기 온도에서 유지하는 동안, 예를 들어 스트립을 가공하기 전에 저장장소 또는 고객에게 수송하는 동안 발생하게 되는, 강의 물리적 특성들의 자발적인 변화를 수반한다. 이 자연 시효는, 자동차 부품들의 성형 중에 예측할 수 없는 가공성의 변동들을 일으킬 수 있기 때문에, 바람직하지 않은 것으로 간주되는 기계적 특성들의 변화를 수반한다. 또한, 표면 품질은 소위 루더선(Lueder-line)의 형성에 의해 악영향을 받을 수 있다. 또한, 고용체 중의 너무 높은 탄소 레벨은 소부경화 전에 성형성의 열화를 초래할 수 있다.

그 때문에, 최대 50 ppm의 고용 탄소값이 바람직하다. 더욱 바람직한 최대값은 40 ppm의 고용 탄소(즉, 0.004%)이다.

본 발명의 일 실시예에 있어서, C_고용은 적어도 0.0010%(10 ppm) 및/또는 최대 0.0030%(30 ppm)이다. 이는, 안정적인 공정 및 재현가능한 특성들을 실현시킨다.

질소, 특히 유리 질소(free nitrogen)(즉, 고용체 중의 질소)는 바람직하지 않지만, 강 제조시에 불가피한 것이다. 티타늄은 질소를 TiN으로 결합시키기 위해 선택적으로 첨가될 수 있다. 강 중의 다량의 알루미늄도 또한 모든 질소가 결합되는 것을 보증할 수 있다. 이는, 매트릭스(matrix)는 고용체 중에 실질적으로 질소를 함유하고 있지 않다는 것을 의미한다.

붕소는 선택적으로 강에 첨가된다. 붕소의 존재는 필수적인 것이 아니지만, 2차 가공 취성(secondary work embrittlement)에 대한 어떠한 경향도 억제시키는 것을 지원할 수 있다. 첨가하는 경우에는, 최소 5 ppm의 붕소 함량이 필요하다.

본 발명의 일 실시예에 있어서, 망간 함량은 적어도 0.1%이다. 다른 실시예에 있어서, 알루미늄 함량은 적어도 6% 및/또는 최대 9%, 바람직하게는 최대 8%이다.

바람직하게는, 강은 칼슘 처리된다. 따라서, 화학 조성은 칼슘 처리(calcium treatment)와 일치하는 양의 칼슘을 함유할 것이다.

본 발명에 따른 강에 있어서, 고용체 중의 탄소 함량은 강 중의 전체 탄소 함량의 우수한 제어와 조합하여 마이크로합금 원소(microalloying element)(Ti, Nb, V, Zr)들의 첨가에 의해 제어된다.

Ti 함량 또는 Nb 함량은 엄격하게 제어되어야 한다. 너무 많은 티타늄 또는 니오븀은 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하거나, 또는 황의 존재하에서 카르보설파이드(carbosulphide)를 형성한다. 그 결과로서, 이용 가능한 고용 탄소가 없거나 또는 소부경화가 일어나지 않는다.

본 발명에 따른 고용체 중의 탄소 함량은, 전체 탄소 함량(C_전체)에서 하기의 탄소를 포함하는 석출물(precipitate)들을 감산하는 것에 의해 계산된다:

C_고용 = C_전체

- 최소[X,Y]

- 최대[Z,0]

- 12/93*Nb

- 12/91*Zr

- 12/51*V;

여기에서,

X= 2*12/(2*32)*S;

Y = 2*12/(4*48)*(Ti-48/14*N);

Z = 12/48*(Ti-48/14*N - 4*48/(2*32)*S);

여기에서,

최소[X,Y] = X 및 Y의 작은 값;

최소[X,Y] = 0(Y가 음인 경우); 및

최대[Z,0] = 0 및 Z의 큰 값;

이들 수식의 해석은 전술한 사항을 참조하면 알 수 있다. Ti의 첨가는 질소를 결합시키는데에는 유익하지만, 엄밀하게 필요한 것은 아니다. 최대 0.019% Ti가 강에 첨가될 수 있으며, Ti는 주로 질소와 결합하여 TiN을 형성하며, 이차적으로 고용 탄소의 양을 제어하기 위해 첨가된다. 티타늄 함량은 0.019% 이하, 예를 들어 최대 0.018% 또는 최대 0.015%, 심지어 최대 0.012%여야 한다.

티타늄이 함급원소로서 첨가되는 경우, 티타늄 함량에 대한 적절한 최소값은 0.005%이다. Nb가 첨가되는 경우, Nb에 대한 적절한 최소값은 0.008%이다. V 및 Zr이 첨가되는 경우, V 및 Zr에 대한 적절한 최소값은 각각 0.002% 및 0.004%이다.

바람직한 실시예에 따르면, 본 발명에 따른 페라이트 강의 조성은 (중량%로) 하기의 기본 조성(base composition)을 갖는다:

· 최대 0.01% C_전체;

· 최대 0.5% Si;

· 최대 1.0% Mn;

· 5 내지 최대 10% Al;

· 최대 0.010% N;

· 최대 0.08% Nb;

· 최대 0.1% Zr;

· 최대 0.1% V;

· 최대 0.01% S;

· 최대 0.1% P;

· 선택적으로, 5 내지 50 ppm B;

· 잔부 철 및 불가피한 불순물;

이 조성에 있어서, 티타늄은 강에 첨가되지 않으며, 존재하는 임의의 티타늄은 불가피한 불순물이다.

합금원소 또는 불가피한 불순물로서 존재하는 티타늄은 우선적으로 TiN을 형성할 것이다. 질소가 과잉으로 존재하는 경우, 나머지 질소는 알루미늄에 결합될 것이다. 티타늄이 과잉으로 존재하는 경우, 나머지 티타늄은 모든 티타늄이 소비될 때까지 Ti₄C₂S₂를 형성할 것이다. 인자 최소[X,Y]는 모든 유리 질소가 TiN으로 결합된 후에 Ti₄C₂S₂의 형성에 의해 얼마나 많은 탄소가 소비되었는지를 계산한다. 이 계산이 Y에 대해 음이 얻어진 경우, 이 인자를 0(zero)으로 설정한다.

티타늄이 전혀 없는 경우에, TiN 또는 Ti₄C₂S₂는 형성되지 않고, 최소[X,Y]는 0에 도달할 것이다. 인자 최대[Z,0]은 TiN 및 Ti₄C₂S₂의 형성을 고려한 후에 티타늄에 결합되는 탄소가 얼마나 많은지를 결정한다.

다른 3개의 인자는 NbC, ZrC 및 VC의 형성에 대한 고려이며, 이에 의해 인자 최소[X,Y] 및 최대[Z,0]와 함께, 강 중의 고용 탄소량을 결정한다.

티타늄을 첨가하지 않거나 또는 단지 소량의 티타늄 및/또는 특정량의 Nb를 첨가하는 것에 의해, 소부경화를 위해 충분한 고용 탄소를 이용할 수 있을 것이다. 고용 탄소의 레벨을 50 ppm 이하, 바람직하게는 40 ppm 이하로 제어하는 것에 의해, 본 발명에 따른 강은 소부경화가 가능하며, 자연 시효 저항을 갖는다.

본 발명의 제2 관점에 따르면, 하기 단계를 포함하는 페라이트 강 스트립 제조 방법을 제공한다.

· 하기 수단에 의해 강 슬래브 또는 두꺼운 스트립을 제공하는 단계;

o 연속 주조, 또는

o 얇은 슬래브 주조, 또는

o 벨트 주조, 또는

o 스트립 주조;

· 선택적으로, 최대 1250℃의 재가열 온도에서 강 슬래브 또는 스트립을 후속적으로 재가열하는 단계;

· 상기 슬래브 또는 두꺼운 스트립을 열간압연하고, 적어도 850℃의 열간압연 마무리 온도에서 상기 열간압연 공정을 마무리하는 단계; 및

· 550 내지 750℃ 사이의 코일링 온도에서 상기 열간압연된 스트립을 코일링하는 단계.

바람직한 실시예에 있어서, 코일링 온도는 적어도 600℃이며, 그리고/또는 열간압연 마무리 온도는 적어도 900℃이다.

이어서, 이 열간압연된 스트립은 하기 단계를 포함하는 공정에서 추가로 처리될 수 있다:

· 냉간압연 스트립을 생산하기 위해, 상기 열간압연된 스트립을 40 내지 90% 냉간압연압하율(cold-rolling reduction)로 냉간압연하는 단계;

· 700 내지 900℃의 피크 메탈 온도(peak metal temperature)에서 연속어닐링 공정으로 상기 냉간압연된 스트립을 어닐링하는 단계; 및

· 선택적으로, 상기 어닐링된 스트립을 용융침지아연도금 또는 전기아연도금, 또는 가열-코팅 공정(heat-to-coat process)에서 아연도금하는 단계.

열간압연된 스트립은 통상적으로 냉간압연 전에 산세 및 세척된다. 일 실시예에 있어서, 연속어닐링 공정에서의 피크 금속 온도는 적어도 750℃, 바람직하게는 적어도 800℃이다.

일 실시예에 있어서, 냉간압연압하율은 적어도 50%이다.

일 실시예에 있어서, 열간압연된 스트립의 두께는 1 내지 5 mm이고, 그리고/또는 냉간압연된 스트립의 두께는 0.4 내지 2 mm이다.

본 발명의 일 실시예에 있어서, 열간압연된 스트립은 연속어닐링 단계에서 어닐링되고, 선택적으로 용융침지아연도금 단계에서 아연도금된다. 또한, 어닐링은 소위 가열-코팅 사이클(heat-to-coat cycle)에서도 실시될 수 있다. 가열-코팅 사이클에 있어서, 열간압연된 강은 용융침지아연도금을 실행하기 위한 충분한 온도로 재가열되지만, 종래의 연속어닐링 단계와 같은 높은 온도는 아니다. 재가열 동안, 열간압연 후의 열간압연된 코일의 서냉(slow cooling) 중에 석출될 수 있는 탄소는 다시 고용체로 된다. 어닐링 및/또는 아연도금 후에, 고용체 중의 탄소의 석출을 방지하기 위해 강은 급냉(fast cooled)되어야 한다. 이 아연도금된 강 시트를 사용하여, 성형, 이어서 페인팅 및 소성에 의해 자동차 부품 또는 다른 제품을 제조할 때, 페인트-베이킹은 페인트-베이킹 사이클과 조합된 강도 증가를 또한 보장한다.

본 발명을 하기의 비제한적인 예들에 의해 설명한다.

강은 1 mm의 두께를 갖는 냉간압연된 강 시트들로 가공되었다. 열간압연된 스트립은 3.0 mm의 두께를 가졌다. 이들 강의 화학 조성은 표 1에 주어져 있다.

강은 주조에 의해 슬래브로 제조되고, 이 슬래브를 최대 1250℃의 온도에서 재가열하였다. 더 높은 재가열 온도는 과도한 입자 성장을 일으킬 수 있기 때문에, 이 온도가 최대 온도이다. 열간압연시의 마무리 온도는 900℃이었으며, 코일링 온도는 650℃이고, 이어서 산세 및 냉간압연(67%)하고, 또한 800℃의 피크 메탈 온도에서 연속어닐링하고 용융침지아연도금하였다. 또한, 강 "3a"는 16 ppm의 B를 함유하였다.

표 2 에 나타낸 결과들은, 14 내지 24 ppm 또는 14 내지 31 ppm 레벨의 고용 탄소의 존재는 강의 가공경화 및 베이스 강도(base strength)보다 약 40 MPa의 증가를 가져온다는 것을 명확하게 증명한다. 본 발명자들은, 5 내지 50 ppm 레벨의 고용 탄소의 존재에서 이 효과를 발견하였다.

Claims

중량%로 하기의 조성을 포함하는 페라이트 강 스트립 또는 시트.
· 최대 0.01% C_전체;
· 최대 0.5% Si;
· 최대 1.0% Mn;
· 5 내지 최대 10% Al;
· 최대 0.010% N;
· 최대 0.019% Ti;
· 최대 0.08% Nb;
· 최대 0.1% Zr;
· 최대 0.1% V;
· 최대 0.01% S;
· 최대 0.1% P;
· 선택적으로, 5 내지 50 ppm B;
· 잔부 철 및 불가피한 불순물;
여기에서,
C_고용(solute) = C_전체(total)
- 최소(Minimum)[X,Y]
- 최대(Maximum)[Z,0]
- 12/93*Nb
- 12/91*Zr
- 12/51*V;
여기에서,

여기에서,
최소[X,Y] = X 및 Y의 작은 값;
최소[X,Y] = 0(Y가 음인 경우); 및
최대[Z,0] = 0 및 Z의 큰 값;
여기에서,
C_고용은 적어도 0.0005%(5 ppm).
제 1 항에 있어서,
상기 C_고용은 최대 0.0050%(50 ppm)인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 Mn은 적어도 0.1%인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Al은 적어도 6% 및/또는 최대 9%, 바람직하게는 최대 8%인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 C_전체는 적어도 0.0010%(10 ppm)인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 C_고용은 적어도 0.0010%(10 ppm) 및/또는 최대 0.0040%(40 ppm), 바람직하게는 최대 0.0030%(30 ppm)인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 N은 최대 0.005%(50 ppm)인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Si는 최대 0.2%인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강의 비밀도(specific density)는 6800 내지 7300 kg/㎥인, 페라이트 강 스트립 또는 시트.
하기 단계를 포함하는 페라이트 강 스트립 제조 방법.
· 하기 수단에 의해 강 슬래브 또는 두꺼운 스트립을 제공하는 단계;
o 연속 주조, 또는
o 얇은 슬래브 주조, 또는
o 벨트 주조, 또는
o 스트립 주조;
· 선택적으로, 최대 1250℃의 재가열 온도에서 상기 강 슬래브 또는 스트립을 후속적으로 재가열하는 단계;
· 상기 슬래브 또는 두꺼운 스트립을 열간압연하고, 적어도 850℃의 열간압연 마무리 온도에서 상기 열간압연 공정을 마무리하는 단계; 및
· 550 내지 750℃ 사이의 코일링 온도에서 상기 열간압연된 스트립을 코일링하는 단계.
제 10 항에 있어서,
상기 열간압연된 스트립의 탄소는,
· 연속어닐링 단계, 선택적으로 후속 용융침지아연도금 단계, 이어서 급냉 단계; 또는
· 가열-코팅 단계, 후속 용융침지아연도금 단계 및 급냉 단계에서 재가열되는, 페라이트 강 제조 방법.
하기 단계를 포함하는 페라이트 강 스트립 제조 방법.
· 냉간엽연 스트립을 생산하기 위해, 제 10 항의 페라이트 강 스트립을 40 내지 90% 냉간압연압하율로 냉간압연하는 단계;
· 700 내지 900℃의 피크 메탈 온도에서 연속어닐링 공정으로 상기 냉간압연된 스트립을 어닐링하는 단계; 및
· 선택적으로, 상기 어닐링된 스트립을 용융침지아연도금 또는 전기아연도금, 또는 가열-코팅 공정에서 아연도금하는 단계.
제 12 항에 있어서,
상기 연속어닐링 공정에서의 피크 금속 온도는 적어도 750℃, 바람직하게는 적어도 800℃인, 페라이트 강 스트립 제조 방법.
제 11 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 냉간압연압하율은 적어도 50%인, 페라이트 강 스트립 제조 방법.
제 10 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열간압연된 스트립의 두께는 1 내지 5 mm이고, 그리고/또는 상기 냉간압연된 스트립의 두께는 0.4 내지 2 mm인, 페라이트 강 스트립 제조 방법.