CN115702254A

CN115702254A - 由钢成分制造高强度钢管的方法及其部件

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Publication number: CN115702254A
Application number: CN202180044969.7A
Authority: CN
Inventors: M·奥托拉尼; J·托雷斯-塞巴斯蒂安; A·伊兹奎尔多-加西亚; V·布兰卡斯-加西亚; E·A·埃斯科尔萨-马奎斯
Original assignee: Tenaris Connections BV
Current assignee: Tenaris Connections BV
Priority date: 2020-06-23
Filing date: 2021-06-23
Publication date: 2023-02-14
Also published as: US20230357876A1; TW202210637A; EP4168598A1; JP2023531248A; KR20230048001A; AR122713A1; WO2021260026A1; CA3183576A1; MX2022016252A

Abstract

一种由明确定义的钢成分制造管的方法，特别是用于储气式充气机压力容器的管，包括以下步骤：a)由钢成分生产钢管，包括至少一个热轧或热成型工序；b)对钢管进行冷拔工艺以获得所需尺寸，其中冷拔工艺包括至少两次拉拔，并且在冷拔工艺的最终拉拔之前有中间奥氏体化和淬火步骤；c)随后在200‑600℃的温度范围内对冷拔钢管进行最终恢复热处理。

Description

由钢成分制造高强度钢管的方法及其部件

本发明涉及一种由钢成分(诸如微合金化低碳钢成分)制造高强度钢管的方法及其管状部件。根据本发明制造的钢管特别适用于制造汽车约束系统的部件，诸如汽车安全气囊充气机。

汽车工业一直在寻求提高车辆的效率的方法，其中从降低油耗的角度开发提高燃油效率和减轻重量的发动机起着重要作用。可以通过厚度减小的零件来减轻重量，但不应损害强度和安全要求。如今，先进高强度钢提供高强度密度比，但它们需要昂贵的合金化处理和制造周期。因此，该行业一直在以具有竞争力的成本寻找新的高强度钢产品，其实现出色的最终特性。

本发明涉及由钢成分制成的管和管状部件，该钢成分具有改善的或至少足够的强度、延展性和韧性特性，允许这种重量减轻，特别是用作安全气囊充气机的管状构件。

EP2078764A1(住友金属工业株式会社)已公开了一种用于安全气囊蓄能器的无缝钢管。该钢管可由正火热处理制造，而不经淬火和回火。该钢管具有至少850MPa的抗拉强度和在-20℃下的抗爆裂能力。该钢管的成分包括，以质量％计，C：0.08-0.20％，Si：0.1-1.0％，Mn：0.6-2.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.05-1.0％、Al：0.002-0.10％、以下中的至少一种：Ca：0.0003-0.01％、Mg：0.0003-0.01％以及REM(稀土金属)：0.0003-0.01％、以下中的至少一种：Ti：0.002-0.1％和Nb：0.002-0.1％，Ceq(根据公式Ceq＝C+Si/24+Mn/6+(Cr+Mo)/5+(Ni+Cu)/15所定义的)在0.45-0.63范围内，金相组织为铁素体和贝氏体的混合结构。

WO2005/035800A1(Lopez等人)总体上公开了一种低碳合金钢管及其制造方法，其中钢管主要由下述组成(以重量％计)：约0.06-0.18％的碳；约0.5-1.5％的锰；约0.1％-0.5％的硅；最多约0.015％的硫；最多约0.025％的磷；最多约0.50％的镍；约0.1-1.0％的铬；约0.1-1.0％的钼；约0.01％-0.10％的钒；约0.01-0.10％的钛；约0.05-0.35％的铜；约0.010-0.050％的铝；最多约0.05％的铌；最多约0.15％的残留元素；以及余量是铁和附带的杂质。该钢管的制造工艺包括下列步骤：炼钢、铸钢、热轧管、热轧空心精加工操作、冷拔、冷拔后包括淬火和回火的热处理和附加冷拔管精加工操作。所得管具有1000MPa或更高的抗拉强度，且因此具有高爆裂强度。

WO2007/113642A2(Lopez等人)公开了一种由类似的低碳合金钢成分制成的管，及其改进的制造工艺，包括冷拔后快速感应奥氏体化/高速淬火步骤，最好不进行回火热处理。

现在已经发现，根据Lopez的这些现有技术工艺制造的管要么具有强度但以延展性为代价，要么表现出延展性但强度水平较低，特别是在管精加工操作(如矫直和冷加工)之后。

本发明的主要目的是提供具有改进的性能的钢管，特别是关于强度和延展性的组合，更具体地，其中强度和延展性特性的组合通过矫直和冷成型钢管的端部在执行诸如拉伸的精加工操作时保持不变或至少受到较少影响。

考虑到制造汽车部件通常包括焊接步骤，诸如制造安全气囊充气机的压力容器，本发明的又一目的是提供由可焊接钢成分制成的这样的钢管。

本发明的又一个目的是提供一种用于制造用于安全气囊充气机中的高强度钢管的替代方法。

现在，本发明人已经发现，一种由特定钢成分制造钢管的新型制造工艺提供了强度和延展性的有利组合。

发明内容

由根据本发明的钢成分制造钢管的方法，特别是用于安全气囊充气机压力容器，在权利要求1中限定。

该方法包括以下步骤：

a)由如下所述的钢成分生产钢管，包括至少一个热轧或热成型工序；

b)对钢管进行冷拔工艺以获得所需尺寸，其中冷拔工艺包括至少两次拉拔以及在冷拔工艺的最终拉拔之前的中间奥氏体化和淬火步骤；

c)在冷拔工艺的最终拉拔之后，在200-600℃的温度范围内对冷拔钢管进行最终恢复热处理。

在根据本发明的方法的步骤b)中，中间奥氏体化和淬火步骤，其中将至少一次冷拔钢管加热至至少Ac3的温度以促进细晶粒微观结构，通常在几秒钟的时间跨度内快速加热诸如感应加热，然后在最终拉拔之前进行淬火，确保管的主要为具有足够的应变硬化能力的马氏体组织经受冷拔，并且随后的冷拔拉或拉拔施加足够的变形以进行应变硬化，从而获得优异的强度性能。

发明人已经发现，不同制造方法的管状产品之间对强度和延展性特性的敏感性存在显著差异。

冷拔然后淬火的管状产品(即未经进一步热处理或冷拔)获得高强度，但在拉伸时会显著损失延展性。淬火后的管状产品不这样使用，而是通常要进行进一步的操作，特别是进行矫直和对边缘冷成型，从而将管状产品转变成完整的成品，诸如准备好组装到汽车安全气囊充气机中。这两种操作都涉及热处理后的冷变形，引起钢管产品的微观结构的转变，最显著的是通过增加位错数量，导致硬度增加，但同时降低延展性和韧性。这种脆化因老化而加剧，如实验室模拟所示，在250℃下持续1小时(被认为代表在室温下老化数月及以上)。老化促进了间隙碳(即在固溶体中的碳)在这些位错处的积累，从而进一步损害延展变形。在固溶体中的碳越多，位错密度越高，脆化效果越差。

与冷拔然后淬火的管状产品相比，冷拔、淬火然后回火的管状产品(即没有进一步冷拔)对拉伸(和老化)后的延展性损失不太敏感，但具有更低的强度特性。淬火后的回火处理在一定程度上通过促进诸如碳化物的析出、位错恢复等显微结构转变，减少内部微观应变，从而消除内应力，从而达到恢复塑性和韧性特性的目的。

根据本发明的冷拔、中间奥氏体化然后淬火、冷再拔和恢复处理的管产品与冷拔、淬火然后回火钢管相比具有更高的强度，并且与冷拔然后淬火的管状产品相比，延展性水平受到的影响较小，特别是在后伸(矫直和冷成型，特别是端部)之后。在冷拔工艺的最终拉拔后的恢复处理在200-600℃范围内，诸如300-600℃，足以保证碳化物的均匀析出。它用于增加可成形性。

此外，在低得多的温度下进行的恢复后的任何热处理对微观结构的影响都可以忽略不计。还假设在本发明中抑制了对老化的敏感性，该敏感性与游离间隙元素(主要是碳)的扩散有关。

因此，与冷拔然后淬火的管状产品相比，根据本发明生产的管状产品具有类似的高(或甚至更高)强度和良好的延长特性，但对由于拉伸导致的延展性损失的敏感性要低得多。与冷拔、淬火然后回火的管状产品相比，根据本发明生产的管状产品分别在相同的恢复处理和回火处理的温度下具有高得多的强度和相似的延长性能。更高的强度特性允许使用具有更小壁厚的管状部件，因此部件在最终应用中具有更轻的重量。

在根据本发明的方法中，在中间奥氏体化和淬火步骤之后进行至少一次冷拔拉。优选地，在中间奥氏体化和淬火步骤之后的一次或多次拉拔的总面积减少至少10％，优选至少15％，更优选至少20％，从而确保在中间奥氏体化和淬火步骤之后充分的应变硬化。例如，在中间奥氏体化和淬火步骤之后，通过面积减少10％的倒数第二次拉拔和面积减少11％的最终拉拔，可以实现20％的总面积减少。

在优选实施例中，中间奥氏体化和淬火步骤在冷拉步骤b)的倒数第二和最后拉拔之间进行。那么有利地，在冷拔工艺的最终拉拔中以面积减少测量的变形为至少10％，优选至少15％，更优选至少20％。

此处应注意，EP2650389A2(Tenaris Connections B.V)已公开了制造可用于采矿的钢管和杆的方法，其目标是高耐磨性、高冲击韧性同时保持良好的尺寸公差。在EP2650389A2中的钢成分包含碳约0.18-0.32重量％，锰约0.3-1.6重量％，硅约0.1-0.6重量％，铝约0.005-0.08重量％，铬约0.2-1.5重量％，钼约0.2-1.0重量％，余量包括铁和杂质。该管可在第一次冷拔操作中冷拔，以实现约15％-30％的面积减少，然后热处理至在高于AC3约50℃至高于AC3不到约150℃之间的奥氏体化温度，随后以至少20℃/秒的速度进行淬火至室温左右。然后可以对该管进行第二次冷拉，以实现约6％-14％的面积减少。可通过将管加热至约400-600℃的温度约15-60分钟来进行第二次热处理以对管提供应力消除。然后可以将管冷却至大约室温。

用于根据本发明的方法中的钢成分，除Fe和不可避免的杂质外，以重量％计包括，

C：0.04-0.15；

Mn：0.90-1.60；

Si：0.10-0.50；

Cr：0.05-0.80；

Al 0.01-0.50；

N 0.0035-0.0150

且如果需要，一个或多个可选元素如下所述。

下面更详细地解释根据本发明的方法的工艺步骤以及组成。

工艺

步骤a)通常包括以下子步骤：制备钢成分、将成分浇铸成钢坯、在升高的温度下对钢坯进行穿孔以及在至少一个热轧工序中热轧穿孔的钢坯，可选地包括在两个热轧工序之间的中间再加热步骤，加热至高于Ac3的温度。

例如，将来自根据本发明的低碳钢成分的起始产品，通常是在钢铁车间中通过铸造制成的可被穿孔的实心钢棒或钢坯，成形为一定长度的中空(无缝)长管。实心钢坯具有例如圆形，且它的直径是例如约148毫米。然后将实心钢坯加热并穿孔，例如使用曼内斯曼轧管法，且随后在热轧机中在一个或多个后续热轧工序中进行热轧，在此期间外径和壁厚显着减小，同时长度显着增加。

有利地，钢坯被加热到1250-1300℃范围内的温度。在穿孔期间温差保持在50℃或以下。在穿孔期间的轧缩量优选为2或更大(RR≥2％)，例如穿孔后的空心钢坯外径为147毫米，以及壁厚为13毫米。以实心钢坯的横截面积与热轧空心管的横截面积之比测量的横截面积减少有助于实现所需的微观结构。

在步骤a)中的热轧分几个工序进行。有利地，在第一工序中的心轴轧制温度至少为1150℃。同样有利的是，包括最后一工序在内的每一工序的轧缩量为3或更多(RR≥3％)。优选总的最小横截面积减少为15％或更多，更优选为20％或更多，最优选为25％或更多。例如，热轧管具有42.4mm的外径，2.8mm的壁厚。

热轧工艺可以包括中间再加热步骤，其中将热轧中间产品再加热到Ac3以上的温度，诸如880℃(为下述成分的Ac3)或更高。

在热轧之后，热轧管以合适的冷却速率冷却至环境温度，有利地在静止空气中，这导致主要是铁素体-贝氏体微观结构，同时避免产生硬微观成分。如此获得的中间管产品在其长度和圆周上具有近似均匀的壁厚。

在根据本发明的方法中，包括奥氏体化和缓慢(空气)冷却的正火处理可以在热轧之后在炉中进行，或者最终的热轧工序可以作为正火轧制(也称为正火成形)进行。正火轧制中，终轧温度在Ar3以上，优选在Ar3和晶粒粗化温度之间，更优选在Ar3和1050℃之间，最优选在850-1000℃范围内。如果在热轧后在炉内进行正火处理，则正火温度在Ac3以上，最好在Ac3和1000℃之间保持一段时间，使相变完成，即让被热处理的管的全断面达到这个温度范围内的温度。

中间管产品可经受各种精加工步骤，例如矫直、端部修剪、切割成所需长度和非破坏性测试。

在为随后的冷拔工艺做准备时，对切割成一定长度的管的表面进行了适当的处理。典型的处理步骤包括酸洗，例如浸入酸溶液中，涂上一层或多层一种或多种润滑剂，诸如磷酸锌和硬脂酸钠的组合或反应性油。

具有经过适当处理的表面的管随后经受包括至少两工序的冷拔工艺，其中在每个工艺期间进一步减小管的外径和壁厚。根据本发明，冷拔工艺包括在冷拔工艺的最后工序之前的中间奥氏体化和淬火步骤。在冷拔拉之间的中间奥氏体化和淬火步骤包括如上所述(有利地通过感应加热)将至少一次冷拔管(快速)加热到Ac3以上，以及快速冷却，有利地通过水淬，优选地在至少50℃/s的速率，通常在800℃和500℃之间测量，继续强制冷却直到达到低于马氏体开始(Ms)温度的温度，优选低于100℃或更低，且更优选低于50℃，从而实现产生硬质马氏体组织的转变。如已经提到的，优选在中间奥氏体化和淬火步骤之后的总面积减少至少10％，优选至少15％，更优选至少20％。在一个优选实施例中，在最后拉拔中的面积减少至少10％(RA≥10％)。有利地，中间奥氏体化和淬火步骤在倒数第二个和最后一个冷拉拔之间进行。冷拔管的最终尺寸例如外径在20-60mm范围内，以及壁厚在1-4mm范围内。

在奥氏体化和淬火步骤之前，可以在冷拔工艺中引入中间正火处理。

冷拔后在200-600℃范围内(诸如300-600℃)进行最终恢复热处理，以降低内应力和位错密度，且稳定微观结构。在最终恢复热处理中，钢管在上述范围内的温度下被消除应力，在该温度下屈服强度充分低于环境温度下屈服强度，并且通过促进细小碳化物的析出来恢复钢材。后者要求最低温度至少为200℃以保证残余奥氏体的转变。如果最终恢复热处理温度高于600℃，则可能发生不希望有的马氏体再结晶。中间奥氏体化和淬火步骤已产生了马氏体组织(单相钢)，其中碳存在于过饱和固溶体中。在最终恢复热处理期间，碳与铁和任何其他形成碳化物的合金元素结合，诸如铬和钼，并析出为碳化物。这些碳化物稳定了微观结构。这些碳化物也被认为可以最小化由应变老化引起的脆化。不受任何理论的束缚，据信在老化过程中，在固溶体中的大量碳，例如在未回火材料中，诸如上述冷拔然后淬火的钢，会在位错周围产生非常强的柯氏气团，该气团破坏位错的运动，导致材料变脆。作为根据本发明的最终恢复热处理的结果，通过降低位错密度和促进碳化物的析出，假设这种不利现象不发生，或者至少显著减少。因此，也可以减少因应变老化引起的脆化。

在恢复处理之后，根据本发明制造的管状部件通常要进行精加工操作，例如矫直和端部的成形。因此，在一个实施例中，该方法还包括冷成型来自步骤c)的管状产品的冷成型步骤e)，特别是其端部，可选地在之前有矫直来自步骤c)的恢复管状产品的矫直步骤d)。已经发现，在应用这种拉伸后，与冷拔然后淬火的管状产品相比,抗拉强度保持在相同水平或略有增加，而延展性值受到的影响较小，且仍保持较高水平。冷拔、淬火然后回火的钢管在拉伸时显示出与冷拔后淬火的管状产品相类似的强度增加，尽管强度水平较冷拔后淬火的管状产品低，强度增加的程度也较小。

成分

用于根据本发明的方法中的钢成分优选包括，以重量％计，除了Fe和不可避免的杂质之外，

C：0.04-0.15；

Mn：0.90-1.60；

Si：0.10-0.50；

Cr：0.05-0.80；

Al 0.01-0.50；

N 0.0035-0.0150。

优选地，该成分包含一种或多种形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，其量足以(碳)氮化物的形式结合N。除了Al之外，这些元素的示例包括V、Ti和Nb。优选地，这些元素满足等式[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥[％N]，其中％是重量％。老化与间隙元素(主要是碳)的扩散有关，但氮的扩散也在老化中起作用。上式确保残余氮以氮化物的形式结合。

另外，该成分可以包含可选元素，以重量％计，

Mo：0-0.50；

Ni：0-0.50；

Cu 0-0.25；

V 0-0.40；

Nb 0-0.20；

Ti 0-0.10；

B 0-0.005。

Ca 0-0.005。

如果存在，不可避免的杂质的量是

As 0-0.05；

Sb 0-0.05；

Sn 0-0.05；

Pb 0-0.05；

Bi 0-0.005；

S 0-0.015；

P 0-0.025。

在成分中的其余部分是铁(Fe)。

有利地

[％Sn]+[％Sb]+[％Pb]+[％As]+[％Bi]≤0.10％；

和/或

0.3≤Ceq≤0.7，其中

Ceq＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5+([％Ni]+[％Cu])/15，和/或

[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥[％N]，其中[％]为重量％，优选钢成分满足所有三个等式。

钢成分(考虑到可焊性，优选低碳钢成分)，并且优选(微合金化)钢成分包含一种或多种形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，如上所述，确保以(碳)氮化物的形式结合N，以利用(碳)氮化物对晶粒细化的影响。

该成分在合金元素方面非常贫乏，特别是它不需要最小量的钼和/或钒。该成分确保了与氮化物形成元素(诸如Al、Nb、Ti和V)相关的最低N含量，以便在奥氏体化期间允许存在足够的(碳)氮化物，以改善晶粒尺寸控制。

关于低碳微合金成分中的各个元素，给出以下解释。在括号中的范围是优选范围并且在成本和对结构、工艺和/或性能的有益效果之间呈现平衡。

碳(C)：0.04-0.15(0.06-0.12)

C需要通过在转变的最后阶段析出非常细小的碳化物来强化钢；然而，过量的碳会在淬火时产生内应力的大幅增加，进而导致焊接不切实际或完全不可能。因此C含量为0.04-0.15，优选为0.06-0.12。

锰(Mn)：0.90-1.60(1.00-1.40)

Mn是一种重要的合金元素，具有不同的功能。在奥氏体冷却时，它降低了奥氏体向铁素体的转变温度：因此，在正火时，它增加了成核与生长的比率，并最终导致细化晶粒尺寸。

相反，在淬火时，Mn增加了材料的淬透性，确保在较大的截面上获得完全马氏体结构。然而，过量的Mn可能导致淬火后不期望的大量残余奥氏体。此外，已知Mn会降低晶间断裂强度，且因此过量会影响冲击韧性。因此Mn含量为0.90-1.60，优选为1.00-1.40。

硅(Si)：0.10-0.50(0.20-0.35)

Si的存在是为了使钢脱氧。然而，量太大对韧性有不利影响。另外，Si通过增强P在晶界处的偏析而增加对回火脆化的敏感性。因此Si含量为0.10-0.50，优选为0.20-0.35。

铬(Cr)：0.05-0.80(0.30-0.60)

Cr能有效提高钢的淬透性，并且作为碳化物形成物，允许在连续冷却时形成贝氏体。非常大量的Cr会降低硬化效果，并不必要地增加炼钢成本。因此Cr含量为0.05-0.80，优选为0.30-0.60。

铝(Al)：0.01-0.50(0.015-0.030)

Al是脱氧元素和氮化物形成物。需要最小量以确保充分脱氧，并允许结合残留的氮。过量可能会导致大量非金属夹杂物。因此Al含量为0.01-0.50，优选为0.015-0.030。

氮(N)：0.0035-0.0150(0.006-0.010)

一方面，N是炼钢中不可避免的残余元素。然而，少量实际上是可取的，因为N可用于通过促进氮化物与(碳)氮化物形成元素(例如Al、Ti、Nb或V)的析出来控制晶粒尺寸。因此需要最低含量用于晶粒度控制。另一方面，需要避免游离N(在间隙固溶体中)，因为它增加老化效果并促进吕德斯带的形成，最终降低产品的冷成型性。因此N含量为0.0035-0.0150，优选为0.006-0.010。根据化学计量公式[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥[％N]，优选[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥1.1[％N]，其中[％]为重量％，Al、Ti、Nb和V的可用组合量需要足以结合任何残留的N。

钼(Mo)：0-0.50(0.10-0.20)

Mo在提高钢的淬透性方面非常有效，并且作为强碳化物形成物，Mo允许在连续冷却时形成贝氏体。此外，Mo提高了抗回火性，从而在提高韧性和降低内应力的同时允许保持理想的强度水平。由于成本原因，大量的Mo是不可取的，而且还因为Mo降低了马氏体转变温度，并且可能在淬火时导致更大量的残余奥氏体。因此Mo含量为0-0.50，优选0.10-0.20

镍(Ni)：0-0.50(0-0.20)

Ni是一种奥氏体稳定剂，由于以类似于Mn的方式降低转变温度，它允许细化铁素体晶粒尺寸。Ni还提高了韧性。

然而，Ni会增加淬火时的残余奥氏体量，且因此需要加以限制。此外，Ni通常很昂贵，而且可以通过其他手段获得类似的效果。因此Ni含量为0-0.50，优选0-0.20。

铜(Cu)：0-0.25(0-0.20)

Cu略微提高淬透性，且不可避免地存在于废钢中。但大量的Cu会产生热脆性；这降低了热成品的表面质量(增加了粗糙度)，也可能导致严重且无法修复的缺陷。因此，Cu含量限制在0-0.25，优选0-0.20。

钒(V)：0-0.40(0-0.10)

V是一种强碳化物和氮化物形成物，其存在是为了提高淬透性、实现析出硬化和细化奥氏体晶粒尺寸。它作为精炼元素的有效性受到其在较高温度下在奥氏体中的溶解度的限制。因此V含量为0-0.20，优选0-0.10。

铌(Nb)：0-0.20(0-0.05)和钛(Ti)：0-0.10(0-0.05)都是强碳化物和氮化物形成物。它们在控制奥氏体晶粒尺寸方面的作用类似于V，并且由于它们在奥氏体中的溶解度低，因此比前者更有效。钛在较高温度(高于约1100℃)下比Nb更有效，而Nb通常导致更细的析出物分散，且因此允许获得最细的先前奥氏体晶粒尺寸。

锡(Sn)：0-0.05(0-0.03)，锑(Sb)：0-0.05(0-0.01)，砷(As)：0-0.05(0-0.03)，铅(Pb)：0-0.05(0-0.01)和铋(Bi)：0-0.005。

这些不可避免的杂质会对钢的韧性产生负面影响。因此它们的含量是受限的。有利地，[％Sn]+[％Sb]+[％Pb]+[％As]+[％Bi]≤0.10％，其中[％]是重量％。

磷(P)：0-0.025，优选0-0.02，硫(S)：0-0.015，优选0-0.005。P和S也是不可避免的元素，并且它们的含量被限制如下。

钙(Ca)0-0.005；REM：0-0.005。

Ca和稀土金属(REM)可用于夹杂物控制。Ca和REM与Al和Mg形成复合氧化物。这些复合氧化物具有较低的熔点。它们促进浮选，导致夹杂物含量降低。此外，残留的非金属夹杂物的形状变得球化，降低了它们的脆化效应。虽然大部分Ca、Mg保留在如此形成的熔渣中，但在处理后的钢中不可避免地具有残余量的Ca。

硼(B)0-0.005(0-0.0005)

B将淬透性提高至约0.0020％(取决于实际碳含量)。硼还可能通过促进氮化硼的形成而对韧性产生负面影响，氮化硼的析出只能通过超过约3.4倍N的Ti的作用来抑制。为了达到所需的淬透性，并不严格要求有意添加B；此外，尤其是在不添加Ti的情况下，应限制B含量以确保最佳韧性。

还有利地对根据碳当量(IIW公式)测量的淬透性施加限制：0.3≤Ceq≤0.7，其中

Ceq＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5+([％Ni]+[％Cu])/15，其中[％]为重量％。

炼钢工艺及夹杂物含量

通常，炼钢工艺使用清洁的实践条件进行，以实现非常低的硫和磷含量。低含量的S和P对于实现机械特性，特别是延展性和韧性是非常重要的。

钢是根据清洁实践生产的，确保非金属夹杂物的量非常低。鉴于此，有利地应用根据ASTM E45标准-最差场法(方法A)的夹杂物水平：

夹杂物类型	薄	重

A	0.5	1
			B	1.5	1
C	0	0
			D	1.5	0.5

此外，清洁实践允许获得尺寸为30pm或更小的超大夹杂物含量。鉴于此，总氧含量限制在20ppm。

作为二次冶金中极端清洁实践的一个实例，介绍了在钢包炉中的鼓泡惰性气体。鼓泡的气体迫使非金属夹杂物和杂质漂浮在钢液上。生产能够吸收这些夹杂物和杂质的流态渣，以及在钢液中加入硅和钙以改变夹杂物的尺寸和形状，有助于制备具有所需低夹杂物含量的微合金化低碳钢。

微观结构

在如上所述可选的正火处理后的空心优选具有细晶粒微观结构，其由铁素体(多边形、针状和/或维德曼司特(Wiedmanstattern))、贝氏体、优选＞20(面积)％的贝氏体和优选＜5％的珠光体组成。

微观结构是均质的，以减少铸造过程中不可避免的残余元素偏析。空心具有良好的拉伸硬化能力，以保证冷拔管的质量，特别是机械特性。

作为根据本发明的方法的部分的中间奥氏体化和淬火步骤(其在多工序冷拔工艺中的最终冷拔拉之前进行)，转变了经受冷拔的热轧管的微观结构至主要马氏体结构，该马氏体结构由马氏体和少量贝氏体和铁素体组成，贝氏体优选等于或小于20％，铁素体优选等于或小于5％。

通过冷拔后最终恢复热处理获得的最终微观结构包含80％或更多的拉伸硬化和恢复马氏体和下贝氏体，以及少量粗大贝氏体和铁素体，优选量尽可能低的粗大贝氏体和铁素体。优选地，微观结构包含90％马氏体和下贝氏体(由淬火后和进一步冷拔前测量的硬度(HRC)>27+58x[％C]确定)，更优选95％或更多的马氏体和下贝氏体(由淬火后和进一步冷拔前测量的硬度(HRC)(HRC)>29+59x[％C]确定)。

有利地，最终微观结构的晶粒度级别数(ASTM E112)为9或更高，优选为10或更高。晶粒度级别数越高，微观结构越细。

特性

根据本发明的方法允许制造具有以下一种或多种机械特性的管状产品：

屈服强度(YS)：≥896MPa(130ksi)；

抗拉强度(TS)：≥1103MPa(160ksi)；

总伸长率(A 5D)：≥9％；

DBTT：≤-60℃；

爆裂：在-60℃下具有显著的延展性(>50％)。

屈服强度、抗拉强度和伸长率根据ASTM E8确定。

爆裂试验通过密封管的末端来进行，例如通过将扁平钢板或法兰焊接到管的端部。然后使用合适的流体对管施加内部压力，直到管失效。测试可在温控室中在所需温度下进行，或通过调节流体温度进行。

有利地，所得产品具有至少两种上述特性的组合，更优选具有所有上述特性的组合。

示例

如表1中所列的微合金钢成分是在清洁实践下制备的，并铸造成直径约为148毫米的圆钢坯。该钢坯经受包括以下步骤的工艺：感应加热至870℃的温度(即Ac3以上)、穿孔、使用浮动心轴技术热轧、中间伴有再加热和最终拉伸减径轧制、冷却以及炉正火。

表格1化学成分

示例1(比较)

将如此从成分A获得的具有42.4mm的外径(OD)和2.9mm的壁厚(WT)的热轧空心在两次拉拔中冷拔至30*1.85mm(OD*WT)的尺寸，在900-1030℃范围内进行热处理，并使用10水喷雾淬火。使如此获得的管状产品经受由冷成形(无心轴冷拔)模拟的拉伸至25mm的OD，以模拟精加工成形操作的效果。未应用恢复处理。

示例2(比较)

在另一实施例中，除了在模拟拉伸(无心轴冷拔)之前在400℃下进行淬火和回火热处理之外，同样的成分A也用于在相同条件下根据类似工艺制造管。

下表2列出了对于在这些示例中在模拟前获得的(“原样”)产品和对于在模拟矫直和拉伸的(“经拉伸”)冷加工后的产品使用相应标准ASTM E8和ASTM E10测量的特性。

表2

从这些示例的比较可以看到，示例1(拉伸-淬火-再拉伸)在几乎所有方面都优于示例2(拉伸-淬火和回火-再拉伸)，除了伸长率降低(A 5D)。

示例3(发明)。

根据示例1概述的工艺，由钢成分B制成管状产品，但在最终冷拔拉之前引入了中间奥氏体化和淬火处理，并在最终冷拔后引入了430℃的最终恢复热处理。奥氏体化通过感应加热至950℃和均热时间5秒进行，然后使用外部喷水(冷却速率超过50℃/s)淬火至室温。热轧后空心尺寸为48.3*3.4mm(0D*WT)。冷拔产品的最终尺寸为35*2mm。

所获得的产品具有以下冶金和机械特性：

UTS：1248MPa(182ksi)；

YS：1228MPa(178ksi)；

总伸长率：10％；

晶粒度级别数(ASTM E112)：13；

硬度HV₁₀：394；

环境温度下的爆裂：1731-1738bar(25.1-25.2ksi)；

-69℃爆裂断口外观：>50％剪切面积。

示例4(发明)

根据在示例1中概述的工艺，由钢成分C制成管状产品，但在最终冷拔拉之前再次引入中间奥氏体化和淬火处理，并在最终的冷拔之后引入400℃的最终恢复热处理。通过感应加热至900-1030℃进行奥氏体化，然后使用外部喷水(冷却速率超过50℃/s)淬火至室温。热轧后空心尺寸为38.0*2.9毫米。在第一次冷拔拉中减少29％，空心尺寸为34.5*2.25毫米。在第二次冷拔拉后减少26％，冷拔产品的最终尺寸为30*1.92毫米。

由此获得的产品具有以下冶金和机械特性：

UTS：1262MPa(183ksi)；

YS：1172MPa(170ksi)；

总伸长率：16.8％；

晶粒度级别数(ASTM E112)：11-12；

硬度HV₁₀：428；

在环境温度下爆裂：平均1972bar(28.6ksi)；

-60℃爆裂断口外观：>50％剪切面积。

示例5(比较)

使用钢成分D重复示例1，除了冷拔包括单次拉拔，之后进行淬火步骤。热轧后空心尺寸为38.1*2.7毫米。进行单一冷拔步骤后减少32％，空心尺寸为33.2*2.08毫米。

该产品具有以下冶金和机械特性：

UTS：1277MPa(183ksi)；

YS：992MPa(170ksi)；

总伸长率：15％；

晶粒度级别数(ASTM E112)：11-12；

硬度HV₁₀：413；

示例6(比较)

使用钢成分E重复示例2，除了冷拔包括单次拉拔，然后在380℃下进行淬火和回火。热轧后空心尺寸为38.1*2.7毫米。进行单一冷拔步骤后减少33％，空心尺寸为32*2.15毫米。

该产品具有以下冶金和机械特性：

UTS：1084MPa(183ksi)；

YS：911MPa(170ksi)；

总伸长率：13％；

晶粒度级别数(ASTM E112)：11-12；

硬度HV₁₀：不适用

来自示例4-6的管状产品经受通过冷成型(无心轴冷拔)模拟的拉伸，有17％的面积缩减。下表3总结了结果，其中“原样”表示根据这些示例制造的管状产品，而“经拉伸的”表示在模拟拉伸之后的管状产品。

表3实验数据示例4-6

从该表可以看出，在拉伸时，根据本发明的示例4的抗拉强度高于示例6的抗拉强度。这也适用于伸长率。尽管示例5的强度高于示例4的强度，但是根据本发明的示例4的伸长率值，对于原样管状产品和拉伸产品，都更高。因此，根据本发明制造的产品的强度和延展性特性的有利组合在冷加工时保持不变，允许正确地完成产品。

此外，已经发现，在根据本发明的示例4中的位错密度明显低于示例5的位错密度，如图1所示，图1显示了平均微应变ε(请注意，位错密度ρ与ε²成正比(ρ＝A*(ε²)其中A是材料常数))。可以看出，在本发明中位错密度远低于在示例5的实施例中的。此外，在冷加工(＝拉伸)时，在本发明中的位错密度几乎保持相同，而示例5的材料显示微应变以及因此位错密度显著增加。位错密度的增加增加了硬度和强度，但降低了延展性和韧性特性，可以假设拉伸对根据本发明的钢管的强度和伸长率以及因此可成形性的影响程度低于对示例5的材料的影响程度。

安全气囊充气机压力容器

根据本发明制造的无缝管被切割成一定长度，然后使用已知技术冷成型，例如卷边、型锻等，至所需的形状。作为替代，可以使用根据本发明处理的焊接管。使用已知技术，例如，摩擦焊、电弧焊和激光焊，将端盖和扩散器焊接到冷成型管的每一端，从而生产安全气囊充气机压力容器。

本发明还体现在以下条款中：

1.由钢成分制造管的方法，特别是用于储气式充气机压力容器的管，包括以下步骤：

a)由钢成分生产钢管，包括至少一个热轧或热成型工序；

c)在冷拔工艺的最终拉拔之后，在200-600℃的温度范围内对冷拔钢管进行最终恢复热处理。其中，以重量％计，钢成分包含，

C：0.04-0.15；

Mn：0.90-1.60；

Si：0.10-0.50；

Cr：0.05-0.80；

Al 0.01-0.50；

N 0.0035-0.0150；

其余为铁和不可避免的杂质。

2.根据条款1所述的方法，其中，在中间奥氏体化和淬火步骤之后，一个或多个拉拔的总面积缩减至少10％。

3.根据条款2所述的方法，其中，在中间奥氏体化和淬火步骤之后，一个或多个拉拔的总面积缩减至少15％。

4.根据条款2所述的方法，其中，在中间奥氏体化和淬火步骤之后，一个或多个拉拔的总面积缩减至少20％。

5.根据条款1所述的方法，其中，中间奥氏体化和淬火步骤在冷拔工艺的倒数第二和最终拉拔之间进行。

6.根据条款1所述的方法，其中，在中间奥氏体化和淬火步骤中包括以至少50℃/s的淬火速率进行淬火。

7.根据条款1所述的方法，其中，生产钢管的步骤a)包括以下子步骤：制备钢成分，将成分浇铸成钢坯，在升高的温度下对钢坯进行穿孔，以及在至少一个热轧工序中热轧穿孔的钢坯，可选地包括在两个热轧工序之间的中间再加热步骤至高于Ac3的温度。

8.根据条款1所述的方法，其中，在每个热轧工序中的轧缩量至少为3％。

9.根据条款1所述的方法，其中，在步骤b)中，中间奥氏体化和淬火步骤包括加热至高于Ac3的温度。

10.根据条款9所述的方法，其中，在步骤b)中，中间奥氏体化和淬火步骤包括在880-1050℃的范围内加热。

11.根据条款1所述的方法，其中，该方法还包括正火热处理，其包括在热轧之后在高于Ac3的温度下对热轧管进行热处理或者在高于Ar3的温度下在最终热轧工序中正火轧制。

12.根据条款11所述的方法，其中，正火热处理包括在热轧之后在Ac3和1000℃之间的温度下对热轧管进行热处理。

13.根据条款11所述的方法，其中，正火热处理包括在Ar3和晶粒粗化温度之间的温度下在最终热轧工序中正火轧制，

14.根据条款13所述的方法，其中，正火热处理包括在Ar3和1050℃之间的温度下在最终热轧工序中正火轧制

15.根据条款13所述的方法，其中，正火热处理包括在850-1000℃范围内的温度下在最终热轧工序中正火轧制。

16.根据条款1所述的方法，还包括冷成型来自步骤c)的管状产品的冷成型步骤e)，特别是冷成型其端部，可选地在之前有矫直来自步骤c)的恢复管状产品的矫直步骤d)。

17.根据条款1所述的方法，进一步包括一种或多种形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，其量足以以(碳)氮化物的形式结合N。

18.根据条款1所述的方法，其中，钢成分还包含一种或多种可选元素Mo：0-0.50；

Ni：0-0.50；

Cu：0-0.25；

V 0-0.40；

Nb 0-0.20；

Ti 0-0.10；

B 0-0.005；

Ca 0-0.005。

19.根据条款1所述的方法，其中不可避免的杂质包括

As 0-0.05；

Sb 0-0.05；

Sn 0-0.05；

Pb 0-0.05。

Bi 0-0.005；

S 0-0.015；

P 0-0.025。

20.根据条款19所述的方法，其中[％Sn]+[％Sb]+[％Pb]+[％As]+[％Bi]≤0.10％，其中[％]是重量％。

21.根据条款18所述的方法，其中

0.3≤Ceq≤0.7，其中

Ceq＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5+([％Ni]+[％Cu])/15。

22.根据条款18所述的方法，其中

[％AI]/1.9+[％Ti/3.4]+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥[％N]，其中[％]为重量％。

23.根据条款1所述的方法，其中钢成分包含，以重量％计，

C：0.06-0.12；

Mn：1.00-1.40；

Si：0.20-0.35；

Cr：0.30-0.60；

Al 0.015-0.030；

N 0.006-0.010。

24.根据条款22所述的方法，其中[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥1.1[％N]，其中[％]是重量％。

25.根据条款1所述的方法，其中，所得管具有以下一个或多个特性：

屈服强度(YS)：≥896MPa(130ksi)；

抗拉强度(TS)：≥1103MPa(160ksi)；

总伸长率(A 5D)：≥9％；

DBTT：≤-60℃；

爆裂：-60℃时具有>50％的延展性；

26.根据条款所述25的方法，其中，所得管具有特性：

屈服强度(YS)：≥896MPa(130ksi)；

抗拉强度(TS)：≥1103MPa(160ksi)；

总伸长率(A 5D)：≥9％；

DBTT：≤-60℃；

爆裂：-60℃时具有>50％的延展性；

27.根据条款1所述的方法，其中，所得管具有主要为马氏体的微观结构，其包含80％或更多的马氏体和下贝氏体，其余为粗大贝氏体和铁素体。

28.根据条款27所述的方法，其中，所得管具有主要为马氏体的微观结构，其包含等于或大于90％的马氏体和下贝氏体

29.根据条款27所述的方法，其中，所得管具有主要为马氏体的微观结构，其包含95％或更多的马氏体和下贝氏体。

30.根据条款27所述的方法，其中，所得管具有主要为马氏体的微观结构，其包含少于5％的铁素体。

31.根据条款1所述的方法，其中，在所得管中的晶粒度级别数为9或更高，优选10或更高。

32汽车部件，特别是安全气囊充气机压力容器，包括根据条款1制造的一定长度的管。

Claims

a)由钢成分生产钢管，包括至少一个热轧或热成型工序；

c)在冷拔工艺的最终拉拔之后，在200-600℃的温度范围内对冷拔钢管进行最终恢复热处理，其中钢成分包含，以重量％计，

C：0.04-0.15；

Mn：0.90-1.60；

Si：0.10-0.50；

Cr：0.05-0.80；

Al 0.01-0.50；

N 0.0035-0.0150；

Mo：0-0.50；

Ni：0-0.50；

Cu：0-0.25；

V 0-0.40；

Nb 0-0.20；

Ti 0-0.10；

B 0-0.005；

Ca 0-0.005。

As 0-0.05；

Sb 0-0.05；

Sn 0-0.05；

Pb 0-0.05。

Bi 0-0.005；

S 0-0.015；

P 0-0.025；

其余为铁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在中间奥氏体化和淬火步骤之后一次或多次拉拔的总面积减少至少10％，优选至少15％，更优选至少20％。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的方法，其特征在于，中间奥氏体化和淬火步骤在冷拔工艺的倒数第二个和最后一个拉拔之间进行。

4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在中间奥氏体化和淬火步骤中包括以至少50℃/s的淬火速率进行淬火。

5.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，生产钢管的步骤a)包括以下子步骤：制备钢成分，将成分浇铸成钢坯，在升高的温度下对钢坯进行穿孔，以及在至少一个热轧工序中热轧穿孔的钢坯，可选地包括在两个热轧工序之间的加热至高于Ac3的温度的中间再加热步骤。

6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在每个热轧工序中的轧缩量为至少3％。

7.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在步骤b)中，中间奥氏体化和淬火步骤包括加热至Ac3以上的温度，优选在880-1050℃的范围内。

8.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，方法还包括正火热处理，其包括在热轧之后在高于Ac3的温度对热轧管进行热处理或者在高于Ac3的温度在最终热轧工序中正火轧制。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，正火热处理包括在热轧后在Ac3和1000℃之间的温度下对热轧管进行热处理。

10.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，正火热处理包括在Ar3和晶粒粗化温度之间，优选在Ar3和1050℃之间，更优选在850-1000℃范围内的温度下在最终热轧工序中正火轧制。

11.根据前述权利要求中任一项所述的方法，还包括冷成型来自步骤c)的管状产品的冷成型步骤e)，特别是冷成型其端部，可选地在之前有矫直来自步骤c)的恢复管状产品的矫直步骤d)。

12.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，[％Sn]+[％Sb]+[％Pb]+[％As]+[％Bi]≤0.10％，其中[％]为重量％。

13.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于

0.3≤Ceq≤0.7，其中

Ceq＝[％C]+[％Mn]/6+([％Cr]+[％Mo]+[％V])/5+([％Ni]+[％Cu])/15，

和/或

14.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在钢成分中，以重量％计，

C：0.06-0.12；

Mn：1.00-1.40；

Si：0.20-0.35；

Cr：0.30-0.60；

Al 0.015-0.030；

N 0.006-0.010。

15.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于[％AI]/1.9+[％Ti]/3.4+[％V]/3.6+[％Nb]/6.6≥1.1[％N]，其中[％]是重量％。

16.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所得管具有以下一个或多个特性：

屈服强度(YS)：≥896MPa(130ksi)；

抗拉强度(TS)：≥1103MPa(160ksi)；

总伸长率(A 5D)：≥9％；

其中，YS、TS和A5D根据ASTM E8确定

DBTT：≤-60℃；

爆裂：-60℃时具有>50％的延展性；

优选至少两个上述特性的组合，更优选所有上述特性的组合。

17.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所得管具有主要为马氏体的微观结构，其包含80％或更多的马氏体和下贝氏体，其余为粗大贝氏体和铁素体，优选等于或大于90％的马氏体和下贝氏体，更优选95％或以上的马氏体和下贝氏体，以及优选5％以下的铁素体。

18.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在所得管中晶粒度级别数(ASTM E112)为9或更高，优选为10或更高。

19.汽车部件，特别是安全气囊充气机压力容器，包括根据前述权利要求中任一项制造的一定长度的管。