KR101639327B1

KR101639327B1 - 저온 충격특성이 우수한 에어백 팽창 튜브용 강재

Info

Publication number: KR101639327B1
Application number: KR1020140181633A
Authority: KR
Inventors: 서정훈; 황선욱; 김용희
Original assignee: 주식회사 세아베스틸
Priority date: 2014-12-16
Filing date: 2014-12-16
Publication date: 2016-07-13
Also published as: KR20160073177A

Abstract

본 발명은, 자동차 에어백의 팽창 튜브(Inflator tube)로 적용되는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로는 MnS 형상 제어를 통해 극저온에서도 우수한 충격특성을 가지며, 기계적 이방성을 개선한 에어백 팽창 튜브용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온 충격특성이 우수한 에어백 팽창 튜브용 강재{STEEL FOR INFLATOR TUBE OF AIR BAG HAVING GOOD IMPACT VALUE IN LOW TEMPERATURE}

본 발명은, 자동차 에어백의 팽창 튜브(Inflator tube)로 적용되는 강재에 관한 것이다. 구체적으로는 MnS 형상 제어를 통해 극저온에서도 우수한 충격특성을 가지며, 기계적 이방성을 개선한 에어백 팽창 튜브용 강재에 관한 것이다.

종래 자동차 에어백(air bag)에 장착되는 소형 팽창 튜브(inflator tube)용 강재는 용강을 용해 및 정련시키고, 연속주조시 사각형상의 몰드를 적용하여 주편을 응고시키고, 그 주편을 재가열하여 압연을 통해 환봉 형상으로 원소재를 제작하였다. 상기 환봉 형태의 원소재는 다시 가열되어 중심부를 중공형태로 가공하는 심리스(seamless) 가공법이 적용되는 것이 일반적인 가공 프로세스였다. 그러나 상기 가공 과정으로 제작된 팽창 튜브는 주편의 응고 및 압연 과정 중에서 발생되는 연신 MnS 편석과 ?칭-템퍼링시 발생되는 주조조직 응고 패턴에 따라 변형이 발생되는 문제가 있다. 이로 인해 팽창 튜브의 내압 파열 시험시 파손이 발생하게 된다. 상기 사각 형상의 주편은 응고시 면 및 모서리 부분에서의 응고 속도 차이에 따라 MnS가 불균일하게 정출 될 수 있으며, 특정 부위에서 군집성 형태로 나타나 최종 제품상에도 연신된 상태로 잔존하게 된다. 이러한 문제로 인해 내압 파열 시험시 연신된 MnS 끝단의 공극에서 크랙이 발생하여 연신 MnS가 발생된 크랙의 경로 작용을 하여 양산 적용이 어려운 문제점이 있다.

최근 연속주조시 몰드 형상을 개량하여, 주편의 품질을 향상시키기 위한 기술이 발달하고 있다. 가장 널리 이용되는 기술은 라운드 형태의 몰드를 적용하여 주편의 형상을 종래의 사각 형상과는 다르게 라운드 형상으로 주조하는 것이다. 라운드 형상으로 주편을 제작하는 경우, 종래의 환봉으로 제작하기 위한 압연 과정이 생략될 수 있으며, 주편 상태로 심리스 가공법을 바로 적용할 수 있어 소재 및 가공 과정에서 발생하는 비용을 최소화할 수 있는 장점이 있다. 또한 주편의 응고가 균일하게 이루어져 특정 부위에서 국부적으로 발생되는 MnS 편석을 최소화할 수 있는 것이 특징이다.

본 발명은 자동차 에어백의 팽창 튜브에 적용되는 강재로서, 극저온에서도 우수한 충격특성을 가지며, 기계적 이방성이 개선된 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은 ?칭-템퍼링 후 -20℃에서 최소 100J 이상, -45℃에서 30J 이상의 저온충격 에너지를 갖는 강재를 제공하고, 최종 제품(팽창 튜브)으로 제작된 후에는 -45℃에서 최소 11J이상의 저온 충격 에너지를 가지는 강을 제공하는 것을 특징으로 한다.

상기한 목적은 C: 0.07~0.11 중량%, Si: 0.15~0.35 중량%, Mn: 1.25~1.40 중량%, P: 0.020 중량% 이하(0 미포함), S: 0.005 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ca: 0.0003~0.003 중량%, Ni: 0.25 중량% 이하(0 미포함), Cr: 0.50~0.70 중량%, Mo: 0.15~0.30 중량%, Al: 0.020~0.060 중량%, V: 0.05~0.10 중량%, Nb: 0.05 중량% 이하(0 미포함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며, 라운드 형상의 몰드를 이용하여 연속주조되고, Ca/S 비(중량비)가 0.30~0.80인 것을 특징으로 하는 에어백 팽창 튜브용 강재에 의해 달성된다.

바람직하게는, 상기 강재는 MnS 개재물의 평균 종횡비가 2 이하일 수 있다.

또한 바람직하게는, 상기 강재는 ?칭-템퍼링 후 -20℃ 저온 충격에너지가 100J 이상이고, -45℃ 저온 충격에너지가 30J 이상일 수 있다.

바람직하게는, 상기 강재는 상온상태에서 단면방향 및 길이방향의 충격에너지 비가 0.75 이상일 수 있다.

본 발명은 또한 상기 강재로 제조되고, -45℃ 저온 충격 에너지가 11J 이상인 에어백용 팽창 튜브를 제공한다.

본 발명은 강재의 Ca/S 성분비를 제어하여 MnS 개재물의 형상을 제어할 수 있고, 심리스 가공시 MnS가 연신되는 것을 방지하여 강재의 기계적 이방성을 저감시킬 수 있다. 또한 팽창 튜브의 내압 파열 시험시 길이방향으로 발생되는 파열 민감도도 낮출 수 있다. 또한 저온충격 천이온도를 낮추어 강의 인성을 확보할 수 있기 때문에, 저온에서도 높은 인성을 갖는 강재를 제조할 수 있다.

아울러 연속주조시 몰드 형상을 개량하여 국부적으로 발생되는 MnS 편석을 최소화할 수 있으며, 응고 초기 및 말기에 EMS(전자교반)을 적용하여 중심 성분 편석을 최소화하여 최종 제품의 내/외경 품질 편차를 최소화할 수 있다.

도 1a은 일정 조건(5S, 8S)으로 단련된 강재의 -20℃에서의 저온 충격 에너지를 도시한 것이고 도 1b는 일정 조건(5S, 8S)으로 단련된 강재의 -45℃에서의 저온 충격에너지(b)를 도시한 것이다.
도 2는 상온 상태에서 단면방향 및 길이방향 충격에너지 비를 도시한 것이다.
도 3a는 발명강과 비교강의 MnS 개재물의 형상을 도시한 것이고, 도 3b는 Mns 개재물의 종횡비(aspect ratio)를 도시한 것이다.
도 4는 강재를 최종 팽창 튜브(Inflator tube)로 가공한 후 -45℃에서의 저온 충격에너지를 도시한 것이다.

본 발명에서 사용되는 모든 기술용어는, 달리 정의되지 않는 이상, 하기의 정의를 가지며 본 발명의 관련 분야에서 통상의 당업자가 일반적으로 이해하는 바와 같은 의미에 부합된다. 또한 본 명세서에는 바람직한 방법이나 시료가 기재되나, 이와 유사하거나 동등한 것들도 본 발명의 범주에 포함된다. 본 명세서에 참고문헌으로 기재되는 모든 간행물의 내용은 본 발명에 도입된다. 용어 약이라는 것은 참조 양, 수준, 값, 수, 빈도, 퍼센트, 치수, 크기, 양, 중량 또는 길이에 대해 30, 25, 20, 25, 10, 9, 8, 7, 6, 5, 4, 3, 2 또는 1% 정도로 변하는 양, 수준, 값, 수, 빈도, 퍼센트, 치수, 크기, 양, 중량 또는 길이를 의미한다.

본 명세서를 통해, 문맥에서 달리 필요하지 않으면, 포함하다 및 포함하는 이란 말은 제시된 단계 또는 구성요소, 또는 단계 또는 구성요소들의 군을 포함하나, 임의의 다른 단계 또는 구성요소, 또는 단계 또는 구성요소들의 군이 배제되지는 않음을 내포하는 것으로 이해하여야 한다.

이하 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

종래, 자동차 에어백용 팽창 튜브(inflator tube)에 적용되는 강재는 통상의 연속주조 몰드인 사각 형상의 몰드를 적용하여 압연을 통해 환봉으로 가공되었다. 사각 형상의 몰드로 주편을 제조하는 것은 전 세계적으로도 가장 보편화된 주조 방식이며, 주편의 형상을 고려하여 압연 공형 또한 사각 주편 형상에 적합하게 설계되어 있는 실정이다. 그러나 사각 형상의 몰드를 적용하여 주편을 제조할 시 가장 크게 대두되는 문제점이 주편의 위치별 응고속도가 불균일하며 특정부위에서 MnS가 집중적으로 편석되어 최종 제품의 품질에 악영향을 미치는 결과를 초래한다. 특히, 팽창 튜브의 내압 파열 시험시 소재 내부에 형성된 연신 MnS로 인해 제품의 기계적 이방성을 야기시키며, 연신 MnS 끝단의 공극에서 크랙 발생 민감도를 높여 내부의 높은 압력을 견디지 못하여 파손이 발생되는 사례가 빈번하게 발생한다.

본 발명은 상기한 문제점을 해결하고자 종래에 적용되는 연속주조 공정에서 주편의 형상을 라운드로 변경하여 균일한 응고속도를 구현함으로써, 각 부위에서 발생되는 MnS의 국부적 편석을 저감하고자 하였다. 또한, 연속주조 응고 초기 및 말기에 EMS(전자교반을 통해 연속주조 공정 말기에 내부 미응고 용강을 교방하여 성장하는 주조 덴드라이트(dendrite) 조직을 파괴하여, 중심부 편석을 최소화시켜 강의 내부 품질을 균일하게 하는 작업)를 적용하여 최종 응고선단에서 발생되는 중심편석을 최소화 하여 최종 제품의 내/외경 품질 편차를 최소화 하고자 하였다.

또한, 제강 과정 중에서 MnS 형상 제어를 위해 Ca 처리를 시행하였다. 첨가된 Ca의 함량은 Ca/S 비(중량비)가 0.30~0.80가 되도록, 보다 바람직하게는 0.60이 되도록 설정하였다. Ca를 첨가하여 MnS 형상제어를 함으로써, 최종 제품에서의 기계적 이방성을 저감시켜 내압 파열 시험시 소재의 전방향에서 발생되는 내부 응력에 견딜 수 있는 특성을 발휘할 수 있다.

또한 저온에서 소재가 급격히 취화되는 연성-취성 천이온도를 낮추어 저온에서 우수한 충격에너지를 확보할 수 있다.

상기한 목적을 달성하기 위해, 본 발명에 따른 강재는, C: 0.07~0.11 중량%, Si: 0.15~0.35 중량%, Mn: 1.25~1.40 중량%, P: 0.020 중량% 이하(0 미포함), S: 0.005 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ca: 0.0003~0.003 중량%, Ni: 0.25 중량% 이하(0 미포함), Cr: 0.50~0.70 중량%, Mo: 0.15~0.30 중량%, Al: 0.020~0.060 중량%, V: 0.05~0.10 중량%, Nb: 0.05 중량% 이하(0 미포함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.

이하에서는 각 성분에 대해 설명한다.

C: 0.07~0.11 중량%

C는 강의 강도를 높이는데 유효한 원소이다. ?칭 전 가열시 오스테나이트 기지에 고용하여 ?칭 후 고용된 과포화 C로 인해 강한 마르텐사이트 조직을 형성하게 한다. C의 함량이 0.07 중량% 미만인 경우에는, ?칭-템퍼링 후 요구되는 필요한 강도를 얻을 수 없고 0.11 중량%를 넘으면 요구되는 강도 수준을 넘어 과도한 강도 상승에 따른 인성이 저해 될 수 있으며 냉간 인발 후 ?칭 열처리 시 ?칭 크랙 민감도를 상승시킬 수 있다. 따라서 C의 함량은 0.07~0.11 중량%로 한정한다.

Si : 0.15~0.35 중량%

Si는 탈산원소로서 충분한 탈산효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.15 중량% 이상이 필요하다. Si는 페라이트 강화 원소로서 페라이트에 고용되어 기계적 성질에는 큰 영향을 미치지 않는다. 그러나 함량이 너무 낮은 경우 경화능 및 탈산에 불리하며, 너무 높은 경우에는 강재의 인성을 저하시키며 소성가공성을 해치기 때문에 적정함량의 함유하는 것이 바람직하다. 따라서 Si 함량은 0.15~0.35 중량% 범위로 한정하였다.

Mn : 1.25~1.40 중량%

Mn은 강의 담금질성을 향상시켜 강도를 증대시키는데 원소 중 하나이다. 따라서 강도 확보 및 경도 증대를 위해 최소 1.25 중량%가 필요하지만, 과도하게 첨가될 경우 강재의 미세 Band 조직 및 중심편석을 조장하며 주조 후 응고시 황(S)과 결합하여 다량의 MnS 정출을 촉진하여 강재의 품질에 악영향을 미칠 수 있다. 따라서 Mn 함량은 1.25~1.40 중량% 범위로 한정하였다.

P: 0.020 중량% 이하(0 미포함)

오스테나이트 입계에 석출하여 입계를 취화함으로써 충격치를 저하시키는 원소이고, 과도하게 함유할 경우 이러한 문제를 가속화시키기 때문에 그 범위를 0.020 중량%이하로 한정하였다.

S: 0.005 중량% 이하(0 미포함)

S는 강 중에서 황화 개재물로 존재하며 특히 Mn과 결합하여 MnS 정출물을 형성한다. 이러한 MnS는 열간가공시 연신되어 강의 이방성을 증대시켜 기계적 성질에 악영향을 미치며, 피로수명을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 그러나 적정량의 첨가를 통해서는 강의 피삭성을 개선할 수 있다는 이점도 있다. 상기 발명에서는 MnS 정출을 최소화하기 위해 그 범위를 0.005 중량%이하로 한정하였다.

Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함)

Cu는 불가피한 불순물로서, 다량 포함된 경우 입계에 편석되어 제조공정 중 융해되어 크랙을 유발시키므로 0.27 중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.25 중량% 이하(0 미포함)

Ni은 오스테나이트 안정화 원소로 강의 내식성을 증가시키며, 적정량 함유시 저온에서 인성을 확보하는데 유리한 원소이다. 본 발명에서는 그 범위를 0.25%이하로 한정하였다.

Cr : 0.50~0.70 중량%

Cr은 내식성을 향상시킴과 동시에 강의 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. Cr은 페라이트에 고용하여 페라이트 기지를 강화시키며, 소량을 첨가하였을 때는 그 효과를 발휘하지 못하지만, 적정 함유량을 첨가하였을 때는 경화능을 개선할 수 있다. 그러나 0.70 중량%를 초과하여 함유할 경우에는 입계 Cr 탄화물 형성으로 입계를 취약하게 하여 인성 열화를 촉진한다. 따라서 그 범위를 0.50~0.70 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.15~0.30 중량%

Mo는 강의 담금질성을 향상시키는데 가장 강력한 원소이며, 템퍼링시 특정 온도에서 화합물 형태로 석출하여 강의 2차 경화를 촉진하는 역할을 한다. 또한 강재의 인성을 동시에 확보할 수 있어 특수강 제조시에 필수적인 합금원소이다. 그러나 고가의 합금원소로 적정 함량을 첨가하는 것이 중요하다. 본 발명강에서는 경화능 및 인성을 확보하기 위해 0.15~0.30%로 그 범위를 한정하였다.

Al : 0.020~0.060 중량%

Al은 제강시 탈산제로 널리 첨가하고 있으며, 오스테나이트 결정입도를 미세화시키는 원소로 알려져 있다. Al 함량이 0.020 중량% 미만인 경우에는 그 효과를 발휘할 수 없으며, 0.060 중량%를 초과하는 경우에는 주조성을 해치기 쉬어 그 범위를 0.020~0.060 중량%로 한정하였다.

V: 0.05~0.10 중량%

V은 강력한 탄질화물 형성원소로 강의 강도를 증대시키며 결정입자를 미세화 시킨다. V을 0.10 중량%를 초과하여 함유할 경우 강의 인성에 악영향을 미친다. 따라서, V의 함량은 0.05 ~ 0.10 중량%인 것이 바람직하다.

Nb :0.05 중량% 이하(0 미포함)

Nb는 앞서 상술 했듯이 강력한 탄질화물 형성 원소로써 형성된 탄질화물이 오스테나이트 결정입계에 석출하여 높은 온도에서 가열하는 경우에도 결정입도 성장을 억제할 수 있는 원소이다. 특히 Nb를 첨가하면 재결정온도가 낮아지고 재결정을 억제하여 오스테나이트 결정입을 상당히 미세화시키는 효과가 있다. 그러나 0.05 중량%를 초과하여 함유할 경우 강재의 열간가공성이 나빠져 표면품질에 악영향을 초래한다. 따라서 본 발명강에서는 그 범위를 0.05 중량%이하로 한정하였다.

Ca : 0.0003~0.003 중량%

Ca은 통상적으로 연주공정시 알루미나 산화물에 의해 침적노즐에서 발생되는 노즐 막힘을 저감하기 위해 첨가된다. Ca는 S 함량과의 성분비에 의해 강중에 형성되는 MnS 개재물 형상을 제어할 수 있다. MnS 개재물 주위에 경질의 CaS가 형성되어 MnS가 연신이 되는 것을 방지한다. 그러나 과하게 첨가될 시 CaS에 의해 노즐 막힘 현상을 촉진시킨다. Ca 함량이 0.0003 중량% 미만인 경우에는 CaS형성 효과성이 없을 것이며, 0.003 중량% 초과인 경우에는 노즐 막힘 민감도가 높아 그 범위를 0.0003~0.003 중량%로 한정하였다.

또한, 본 발명의 에어백 팽창 튜브용 강재는 Ca/S 비(중량비)가 0.30~0.80인 것이 바람직하다.

본 발명의 강은 아래의 단계를 통해 최종 제품으로 완성된다.

C: 0.07~0.11 중량%, Si: 0.15~0.35 중량%, Mn: 1.25~1.40 중량%, P: 0.020 중량% 이하(0 미포함), S: 0.005 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ca: 0.0003~0.003 중량%, Ni: 0.25 중량% 이하(0 미포함), Cr: 0.50~0.70 중량%, Mo: 0.15~0.30 중량%, Al: 0.020~0.060 중량%, V: 0.05~0.10 중량%, Nb: 0.05 중량% 이하(0 미포함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진 강재를, 전기로-정련-진공탈가스를 거쳐 연속주조하였다. 연속주조시 φ200mm의 라운드 몰드를 적용하여 라운드 형상으로 주편을 제조하였다. 상기 주편을 일정한 크기로 단련하고 ?칭 및 템퍼링을 통해 본 발명의 강을 제조할 수 있다. 또한 상기에서 연속주조 응고 초기 및 말기에 EMS를 적용하여 중심 편석을 최소화하고 내/외경 품질 편차를 최소화할 수 있다.

상기한 바와 같이 본 발명은 각 원소의 함량 범위를 최적화하고, 특히 Ca/S의 비를 0.30~0.80으로 제어함으로써, MnS 형상 제어가 가능하며 저온에서 우수한 충격특성을 구현할 수 있다. 또한 최종 제품에서 기계적 이방성 개선이 가능하여 본 발명강이 구현하고자 하는 목표 물성을 확보할 수 있다. 바람직하게는 상기한 본 발명의 강재는 MnS 장축/단축의 비가 2:1 이하일 수 있다. 또한 바람직하게는, 본 발명의 강재는 ?칭-템퍼링 후 -20℃ 저온 충격에너지가 100J 이상이고, -45℃ 저온 충격에너지가 30J 이상일 수 있다. 바람직하게는, 상기 강재는 상온상태에서 단면방향 및 길이방향의 충격에너지 비가 0.75 이상일 수 있다.

본 발명의 강재는 에어백용 팽창 튜브로 제조된 경우, -45℃ 저온 충격 에너지가 11J 이상일 수 있다.

이하에서는 구체적인 실시예를 들어서, 본 발명을 더욱 상세하게 설명하지만, 실시예에 의하여 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다.

아래 표 1은 본 발명강과 그와 대비하기 위한 비교강의 화학성분을 중량%로 나타낸 것이다. 표 1을 보면, 비교강과 대비하여 발명강은 경화능 증대를 위해 Cr을 향상 시켰다. 또한 템퍼 취성을 방지하고자 Si을 저감시켰으며, MnS 정출을 극히 제어하기 위해 S 함량을 대폭 규제하였다.

발명강은 고철을 전기로에 분할 장입하여 1518℃이상의 온도로 용해를 시키며 출강시 탈산을 위해 Al을 첨가하였다. 이후 2차 정련공정에서 요구되는 화학성분 규격을 만족시키기 위해 Mn, Cr, Mo, V 합금철을 투입하였다. 이 후 강 중의 가스를 제거하기 위해 진공탈가스 공정을 거쳐 연속주조하였다. 연속주조시 φ200mm의 라운드 몰드를 적용하여 라운드 형상으로 주편을 제조하였다. 발명강은 압연공정을 거치지 않았다.

한편, 비교강은 제강공정은 발명강과 동일한 과정을 거쳤으며, 단지 연속주조시 사각형상의 몰드를 적용하여 주편을 제조하였다. 이후 비교강의 주편을 다시 1200℃로 열간압연하여 φ150mm 환봉으로 제조하였다.

상기에서 발명강은 200mm 직경의 라운드 주편 상태로서 압연공정을 거치지 않았고, 비교강은 φ150mm의 압연된 환봉, 즉 사각형의 주편을 다시 재가열하여 압연하여 φ150mm의 환봉으로 제조된 것이다.

상기에서 제조된 환봉을 동일한 크기로 5S 및 8S의 단련비(단련비:초기 단면적/나중면적)로 단련하여 공시재 시험편을 제작하였다.

(단위: 중량%)

구분	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo	Al	V	Nb	Ca
발명강	0.09	0.20	1.29	0.010	0.001	0.12	0.06	0.59	0.20	0.033	0.07	0.001	0.0006
비교강	0.10	0.25	1.27	0.010	0.045	0.12	0.06	0.40	0.20	0.030	0.08	0.001	0.0004

가공된 비교강과 발명강 각각은 오스테나이징 가열온도인 930℃의 온도로 가열한 후 수냉으로 ?칭을 실시하였고, 450℃에서 템퍼링 처리를 하였다. 이후 KS B0809 규격기준으로 2mm V notch로 충격시험편을 제작하여 -20℃, -45℃에서 단면 충격시험을 실시하였다. 그 결과를 도 1에 나타내었다.

도 1a는 5S와 8S로 단련된 비교강과 발명강의 -20℃에서의 충격 에너지(J)를 도시한 것이다. 도 1a를 보면, 강이 5S로 단련된 경우 비교강 대비 발명강의 -20℃에서의 충격 에너지(J)가 416% 상승하였고, 강이 8S로 단련된 경우 발명강은 비교강 대비 260% 상승한 결과를 나타내었다.

도 1b는 5S와 8S로 단련된 비교강과 발명강의 -45℃에서의 충격 에너지(J)를 도시한 것이다. 도 1b를 보면, 강이 5S로 단련된 경우 비교강 대비 발명강의 -45℃에서의 충격 에너지(J)는 30% 상승했으며, 8S로 단련된 경우 128% 상승한 결과를 나타내었다. 이는 공시재 시험 조건에서 실제 심리스 가공시 단련되는 기준을 모사 시험한 것으로서, 비교강 대비 발명강의 저온 충격 에너지가 상승한 결과를 나타내었다.

도 2는 상온에서 단면방향/길이방향의 충격에너지 비를 나타낸 것이다. 이것은 상온 상태에서 제품의 기계적 이방성을 나타내는 결과이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 비교강 대비 발명강의 단면방향/길이방향 충격에너지 비는 5S 단련일 경우 0.96이고, 8S 단련일 경우 0.79로서, 이들은 모두 0.75 이상이었다. 이는 비교강(0.34, 0.28)과 대비하여 대폭 상승한 것으로서, 비교강 대비 발명강의 기계적 이방성이 개선된 것을 의미한다.

도 3은 발명강 및 비교강의 MnS 대표 형상 및 종횡비(aspect ratio)를 도시한 것이다. 발명강의 경우 비교강과 대비하여 MnS 개재물 형상이 구형이며, 비교강은 MnS 개재물이 압연방향으로 길게 연신되어 있는 것이 관찰되었다. 발명강의 MnS은 형상은 MnS 양끝단에 경질의 CaS가 쉘(shell) 형태로 둘러져 있어 가공력에 의한 MnS 연신을 억제시킨 것으로 판단된다. 반면, 비교강의 MnS 형상은 길게 연신되어 있으며 MnS 내부에 CaS가 관찰되며 MnS 양끝단에 쉘(shell) 형태로 관찰되는 CaS는 관찰되지 않았다. 또한 MnS의 연신 정도를 나타내는 평균 종횡비(장축/단축의 비)는 비교강은 19.7이고, 발명강이 1.0 수준으로, 발명강의 평균 종횡비가 2 이하로서, 본 발명에 따른 강의 MnS 형상 제어가 우수한 결과를 나타낸 것을 알 수 있다.

도 4는 상기 발명강으로 자동차 에어백용 팽창 튜브를 제조하고, 팽창 튜브의 -45℃에서의 저온충격 에너지를 나타낸 것이다. 도 4를 보면, 비교강의 충격에너지(7J)와 대비하여 발명강의 -45℃에서의 충격에너지는 15J로서 114.2%가 상승한 결과를 나타내었다.

Claims

C: 0.07~0.11 중량%, Si: 0.15~0.35 중량%, Mn: 1.25~1.40 중량%, P: 0.020 중량% 이하(0 미포함), S: 0.005 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ca: 0.0003~0.003 중량%, Ni: 0.25 중량% 이하(0 미포함), Cr: 0.50~0.70 중량%, Mo: 0.15~0.30 중량%, Al: 0.020~0.060 중량%, V: 0.05~0.10 중량%, Nb: 0.05 중량% 이하(0 미포함)를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며,
라운드 형상의 몰드를 이용하여 연속주조되고, Ca/S 비(중량비)가 0.30~0.80인 것을 특징으로 하는 에어백 팽창 튜브용 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재는 MnS 개재물의 평균 종횡비가 2 이하인 것을 특징으로 하는, 에어백 팽창 튜브용 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재는 ?칭-템퍼링 후 -20℃ 저온 충격에너지가 100J 이상이고, -45℃ 저온 충격에너지가 30J 이상인 것을 특징으로 하는, 에어백 팽창 튜브용 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재는 상온상태에서 단면방향 및 길이방향의 충격에너지 비가 0.75 이상인 것을 특징으로 하는, 에어백 팽창 튜브용 강재.
제1항의 강재로 제조되고, -45℃ 저온 충격 에너지가 11J 이상인 에어백 팽창 튜브.