KR102021002B1 - 암석 드릴링 구성요소를 위한 베이나이트강 - Google Patents

Abstract

베이나이트강은, (중량%로): C: 0.16 - 0.23, Si: 0.8 - 1.0, Mo: 0.67 - 0.9, Cr: 1.10 - 1.30, V: 0.18 - 0.4, Ni: 1.60 - 2.0, Mn: 0.65 - 0.9, P: ≤ 0.020, S: ≤0.02, Cu: <0.20, N: 0.005 - 0.012, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물들을 포함한다.

Description

암석 드릴링 구성요소를 위한 베이나이트강{BAINITIC STEEL FOR ROCK DRILLING COMPONENT}

본 발명은 청구항 제 1 항의 전제부(preamble)에 따른 베이나이트강에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 청구항 제 7 항의 전제부에 따른 드릴 로드 구성요소에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 청구항 제 10 항의 전제부에 따른 드릴 로드 구성요소를 제조하는 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 청구항 제 15 항에 따른 진보된 베이나이트강(inventive bainitic steel)의 용도에 관한 것이다.

채광 및 건설 작업을 위한 드릴링 로드는 통상적으로 중심 로드부, 나사가공된 수형 단부(threaded male end) 및 나사가공된 암형 단부(threaded female end)를 포함한다. 작동 시, 드릴링 헤드 또는 드릴링 비트가 로드의 수형 단부 상으로 나사결합되며(screwed), 드릴링 헤드는 드릴 리그(drill rig)에 의해 암석 또는 지반 내로 추진된다. 한 가지 타입의 드릴링은, 드릴링 리그가 드릴 로드에 높은 회전 운동 및 충격(percussion)을 제공하도록 배치된, 소위 "톱 해머 드릴링(top hammer drilling)"이다. 드릴 구멍의 길이가 길어짐에 따라, 드릴 로드는 이전 드릴 로드의 단부 상으로 추가 드릴 로드들을 나사결합함으로써 연장될 수 있다.

드릴 로드들은 짝을 이루는 수형 및 암형 커넥터들 내로 강철 로드(steel rod)의 단부들을 단조가공(forging) 및 나사가공(threading)함으로써 제조될 수 있다. 하지만, 요즘 대부분의 일반적 관례는, 수형 및 암형 커넥터들을 별도로 제조한 후, 강철 로드의 각 단부에 마찰 용접으로 커넥터들을 부착하는 것이다.

드릴 로드들과 관련된 한 가지 문제점은 드릴 로드들의 짧은 사용 수명이며, 이는 드릴 로드들이 마모되고 교체되어야 하는 속도가 드릴링 작동에 대한 총 비용에 직접적인 영향을 주기 때문이다. 또 다른 문제점은 로드의 강도이다. 로드가 파열되면, 드릴 구멍으로부터 로드를 회수하는데 상당한 시간이 걸릴 수 있다.

종래에는 드릴 로드들을 개선하기 위해 몇몇 작업이 행해졌다. 예를 들어, WO97/27022는 마찰 용접 후 커넥터와 중심 로드 간의 계면에 연성 재료 영역들이 생기는 문제점을 지적한다. 커넥터 및 중심 로드가 함께 마찰 용접될 때, 커넥터와 중심 로드 간의 계면에 열이 발생한다. 가열된 영역은 "열 영향 영역(Heat Affected Zone: HAZ)"이라고 칭해진다. HAZ에서 강철 재료가 어닐링되며, 로드와 커넥터 사이의 계면에 연성 재료의 영역이 생긴다. 연성 영역은 드릴 로드의 가장 약한 부분이며, 통상적으로 드릴 로드가 파열되는 위치이다. 이러한 문제점을 해결하기 위해, WO97/27022는, HAZ의 대부분의 템퍼링된 부분(tempered portion)의 경도가 드릴링 로드의 코어 경도와 동일한 경도를 갖도록 화학적 조성이 조화를 이룬(balanced) 강철을 제안한다.

WO97/27022에 기술된 강철은, 특히 커넥터와 중심 로드 간의 계면의 파손(failure)의 관점에서 드릴 로드들의 사용 수명의 개선을 가져왔다. 하지만, 드릴 로드들의 전반적인 사용 수명은 여전히 충분하지 않다.

현장 관찰(field observation)은 요즘 드릴 로드들의 파손이 커넥터와 중심 로드 간의 계면에서 좀처럼 생기지 않음을 보여주었다. 대신, 드릴 로드들의 수명은 커넥터들의 나사가공된 부분의 파손에 의해 제약될 것이다.

결과적으로, 본 발명의 목적은 상기의 문제점들 중 적어도 하나를 해결한다. 특히, 본 발명의 목적은 긴 사용 수명을 갖는 드릴 로드들의 제조를 허용하는 개선된 강철 조성을 달성하는 것이다. 본 발명의 또 다른 목적은 장기간에 걸쳐 사용될 수 있는 비용 효율적인 드릴 구성요소를 달성하는 것이다. 또한, 본 발명의 목적은 내마모성 드릴 구성요소들을 생성하는 방법을 달성하는 것이다. 본 발명의 또 다른 목적은 암석 드릴링 구성요소의 개선된 강철 조성의 용도에 관한 것이다.

본 발명에 따르면, 이러한 목적들 중 적어도 하나는 베이나이트강에 의해 충족되며, 베이나이트강은 (중량%로):

C: 0.16 - 0.23

Si: 0.8 - 1.0

Mo: 0.67 - 0.9

Cr: 1.10 - 1.30

V: 0.18 - 0.4

Ni: 1.60 - 2.0

Mn: 0.65 - 0.9

P: ≤ 0.020

S: ≤0.02

Cu: <0.20

N: 0.005 - 0.012 wt%

나머지 Fe(balance Fe) 및 불가피한 불순물들을 포함한다.

진보된 강철은, 우선적으로 상승된 온도, 즉 300 내지 500 ℃의 온도에서 반복적 마모를 겪는 표층 경화 구성요소들(case hardened components), 예를 들어 드릴 로드들의 표층 경화 나사가공된 커넥터들을 생성하도록 의도된다. 이러한 구성요소들은 마르텐사이트 표면 영역(martensitic surface zone) 및 베이나이트-마르텐사이트 코어를 갖는다.

톱 해머 드릴링 시 수행된 현장 테스트로부터의 결과들은, 진보된 강철로 제조된 표층 경화 드릴 로드들이 종래의 강철로부터 제조된 드릴 로드들보다 현저히 더 길게 지속됨을 보여주었다.

지반 상에서의 톱 해머 암석- 및 토양 드릴링 시, 드릴 로드는 드릴링 리그로부터 집중적 충격을 받게 된다. 이러한 충격은 상호연결된 드릴 로드들을 통해 아래로 구멍 맨 밑의 드릴 비트로 진행하는 충격파를 유발한다. 충격파가 상호연결된 로드들을 통해 진행함에 따라, 그 에너지의 약 5 %가 열의 형태로 소실되며, 이 열은 상호연결된 드릴 로드들의 수형 및 암형 커넥터들의 나사가공부들에 주로 발생한다. 결과적으로, 톱 해머 드릴링 시 커넥터들의 작업 온도가 높으며, 통상적으로 300 ℃ 이하이지만, 500 ℃에 달할 수도 있다. 지반-상에서의 톱 해머 드릴링 시, 드릴 로드들을 냉각시키고 드릴 절삭물(drill cuttings)을 제거하기 위해 통상적으로 공기가 사용된다. 하지만, 공기는 효율적인 냉각 유체가 아니며, 발생된 열이 드릴 로드들의 커넥터들의 나사가공부들의 마르텐사이트 표층을 더 연성의 상인(softer phases) 시멘타이트 및 페라이트로 변형시키는 것을 방지할 만큼 충분히 로드들을 냉각시키지 않는다. 종래의 드릴 로드들에서, 마르텐사이트의 변형은 나사가공부들의 표면을 연성화시킬 수 있으며, 궁극에는 커넥터들을 마모시킬 수 있다. 응착 마모 내성(adhesive wear resistance)은 경도와 직접적인 관련이 있다.

진보된 강철로 제조된 드릴 로드들의 현저히 긴 사용 수명에 대한 이유는 완전히 이해되지 않는다. 하지만, 이론에 제약받지 않고, 강철의 합금 원소들인 실리콘, 몰리브덴, 크롬 및 바나듐의 조화된 양이 드릴 로드 커넥터들의 마르텐사이트 표면을 톱 해머 드릴링 시 높은 작업 온도(high working temperature)에서 강성으로 유지할 것으로 믿는다.

실리콘은 엡실론 탄화물(epsilon carbide)을 안정화하며, 따라서 커넥터들의 강성 마르텐사이트 표면 영역이 약 300 ℃의 온도 이하에서 더 연성의 시멘타이트 및 페라이트로 변형되는 것을 지연시킨다. 하지만, 드릴링 시 커넥터들의 온도가 상승함에 따라, 궁극에는 표층 경화된 커넥터들의 표면의 마르텐사이트 상(martensitic phase)이 시멘타이트 및 페라이트로 변형되기 시작할 것이다. 그러므로, 커넥터들의 표면 영역의 마르텐사이트의 양이 줄어듦에 따라, 결과적으로 표면 영역의 경도 또한 저하된다. 마르텐사이트가 시멘타이트 및 페라이트로 변형될 때, 탄소가 강철로부터 방출된다.

진보된 강철에서, 합금 원소들인 몰리브덴, 크롬 및 바나듐은 변형된 마르텐사이트 상에 기인한 초과 탄소를 갖는 강성의 안정한 탄화물을 형성한다. 강성의 탄화물이 커넥터들의 잔여 마르텐사이트 상에서 석출(precipitate)됨에 따라, 마르텐사이트가 시멘타이트로 변형됨에 의해 소실된 경도를 보상한다.

커넥터의 코어는 마르텐사이트 및 베이나이트로 구성된다. 베이나이트는 시멘타이트 및 페라이트 상(phases)의 미세 혼합물(fine mixture)이다. 베이나이트는 높은 온도에서 안정하며, 따라서 높은 작업 온도에서 커넥터들의 경화 표면 영역을 지지하기에 충분히 강하게 유지된다.

대안예에 따르면, Si의 양은 진보된 강철 내에 0.85 - 0.95 wt%이다.

대안예에 따르면, Mo의 양은 진보된 강철 내에 0.70 - 0.80 wt%이다.

대안예에 따르면, Cr의 양은 진보된 강철 내에 1.20 - 1.25 wt%이다.

대안예에 따르면, V의 양은 진보된 강철 내에 0.20 - 0.30 wt%, 바람직하게는 0.2 - 0.25 wt%이다.

대안예에 따르면, N의 양은 진보된 강철 내에 0.005 - 0.008 wt%, 더 바람직하게는 0.008 - 0.012 wt%이다.

또한, 본 발명은 진보된 강철을 포함하는 암석 드릴링용 구성요소에 관한 것이다.

상기 구성요소는 드릴 로드를 위한 나사가공된 수형 또는 암형 커넥터일 수 있다.

예를 들어, 상기 구성요소는 나사가공된 수형 및 나사가공된 암형 커넥터를 포함하는 드릴 로드이다.

또한, 본 발명은 암석 드릴링용 구성요소를 제조하는 방법에 관한 것이며, 상기 방법은:

a. 진보된 강철로부터 앞서 설명된 바와 같은 암석 드릴링용 구성요소를 형성하는 단계;

b. 상기 구성요소를 오스테나이트화 온도(austenitizing temperature)로 가열하는 단계;

c. 상기 구성요소를 사전설정된 시간 동안 탄소 함유 분위기에서 오스테나이트화 온도로 유지하는 단계;

d. 상기 구성요소를 냉각시키는 단계를 포함한다.

바람직하게, 상기 구성요소는 900 내지 1000 ℃의 온도로 가열된다.

바람직하게, 상기 구성요소는 CO 및 H₂의 분위기에서 가열된다.

바람직하게, 상기 구성요소는 3 내지 6 시간 동안 가열된다.

바람직하게, 상기 구성요소는 공기로 냉각된다.

또한, 본 발명은 지반 상에서의 공랭 톱 해머 드릴링 시 드릴 로드들을 위한 표층 경화 커넥터들에서의 진보된 베이나이트강의 용도에 관한 것이다.

도 1: 진보된 강철을 포함하여 제조된 암석 드릴링 구성요소의 개략도,
도 2: 진보된 강철에 수행된 실험들로부터 얻어진 결과들을 나타낸 그래프,
도 3: 진보된 강철에 수행된 테스트들로부터 얻어진 결과들을 나타낸 표,
도 4 및 도 5: 진보된 강철 및 비교 강철에 수행된 테스트에서의 샘플들의 표면 및 코어 경도,
도 6 내지 도 10: 진보된 강철 및 비교 강철에 수행된 ThermoCalc™ 시뮬레이션들로 생성된 다이어그램들.

진보된 강철은 중량%로 다음의 원소들을 포함한다:

탄소(C). 탄소는 강도를 위해 그리고 강철의 최종 구조를 제어하기 위해 진보된 강철에 포함되며, 강철의 최종 구조는 베이나이트이어야 한다. 또한, 탄소는 탄화물의 형성을 보장하기 위해 진보된 강철에 추가된다. 탄화물은 강철의 베이나이트 구조에 석출 경화 효과를 제공한다. 또한, 탄화물은 강철의 결정립(grain)이 합체에 의해 성장하는 것을 방지함에 따라, 강철의 미세 결정립 및 결과적으로는 높은 강도를 보장한다. 그러므로, 탄소 함량은 강철 내에 적어도 0.16 wt%이어야 한다. 너무 높은 탄소 함량은 강철의 충격 강도(impact strength)를 감소시킨다. 그러므로, 탄소는 0.23 wt%로 제한되어야 한다. 탄소는 0.18 - 0.20 wt%인 것이 바람직하다.

실리콘(Si)은 강철의 제조 시 탈산제(deoxidizer)로서 사용되며, 따라서 어느 정도의 실리콘은 강철에 항상 존재한다. 실리콘이 경화능(hardenablity), 즉 급랭(quenching) 시 오스테나이트 상이 마르텐사이트로 변형되는 속도를 증가시키기 때문에, 실리콘은 진보된 강철에 긍정적인 효과를 준다. 진보된 강철에서, 실리콘은 마르텐사이트가 시멘타이트 및 페라이트로 변형되는 것을 지연시키기 때문에 중요한 합금 원소이다.

마르텐사이트는 불안정한 상이며, 가열되면, 다양한 탄화물을 통해 시멘타이트 및 페라이트로 변형되는데, 이는 강철 경도의 감소를 야기한다. 실리콘은 엡실론 탄화물을 안정화하며, 엡실론 탄화물은 마르텐사이트의 변형 시 시멘타이트 상에 앞서며, 따라서 마르텐사이트의 변형을 지연시키는 탄화물들 중 하나이다. 또한, 마르텐사이트 상의 용해(dissolving) 시, 탄소는 탄화물이 성장되게 하기 위해 강철을 통해 탄화물을 확산시켜야 한다. 강철 내의 실리콘의 존재는 강철 내에서의 탄소 활성을 증가시키며, 따라서 이는 이미 형성된 탄화물 그리고 새로운 탄화물의 핵생성의 성장을 지연시킨다. 또한, 이러한 메커니즘은 마르텐사이트의 변형을 실질적으로 지연시킨다. 그러므로, 실리콘은 높은 온도에서 진보된 강철의 표층 경화 구성요소들의 표면 영역의 강도를 유지하는데 긍정적인 효과를 준다.

하지만, 실리콘은 페라이트를 안정화하며, 그러므로 너무 많은 양의 실리콘은 A1-온도의 증가를 야기할 것이다. 이는, 경화 시 강철이 더 높은 온도로 가열되어야 하기 때문에 부정적인 효과를 가지며, 더 높은 온도는 오스테나이트 상의 결정립 성장을 유도함에 따라, 강도를 감소시킨다. 결과적으로, 실리콘의 양은 진보된 강철 내에 0.80 - 1.0 wt%로 제한된다. 실리콘의 양은 0.85 - 0.95 wt%인 것이 바람직하다.

몰리브덴, 크롬 및 바나듐은, 마르텐사이트 상이 시멘타이트 및 페라이트로 변형될 때 경도 저하를 보상하는 강성의 탄화물을 형성하기 때문에 진보된 강철의 핵심 원소들이다. 상이한 탄화물 형성체(carbide former)들인 몰리브덴, 크롬 및 바나듐은 다양한 온도에서 안정한 탄화물을 형성한다. 따라서, 낮은 온도 및 이에 따른 마르텐사이트의 적정한 변형에서는, 주로 몰리브덴-풍부한 탄화물(molybdenum rich carbides)이 석출된다. 온도가 증가하면, 마르텐사이트의 변형이 증가한다. 하지만, 더 높은 온도에서는 크롬-풍부한 탄화물이 먼저 석출되고, 이후 훨씬 더 높은 온도에서 바나듐-풍부한 탄화물이 석출된다. 이는, 커넥터의 표면의 마르텐사이트의 경도가 넓은 범위의 작업 온도에 걸쳐 실질적으로 일정하게 유지되는 효과를 제공한다.

몰리브덴(Mo)은 300 ℃에서 약 500 ℃ 이하의 온도에서 몰리브덴-풍부한 안정한 탄화물을 형성하며, 마르텐사이트 상이 시멘타이트 및 페라이트로 변형될 때 경도 저하를 보상한다. 충분한 양의 탄화물이 석출되는 것을 보장하기 위해, 몰리브덴의 양은 적어도 0.67 wt%일 것이다. 하지만, 몰리브덴은 오스테나이트를 안정화하며, 이에 따라 경화능에 매우 강한 영향을 준다. 그러므로, 너무 많은 양의 몰리브덴은 커넥터의 코어에 마르텐사이트의 형성을 야기할 수 있으며, 이는 커넥터가 쉽게 부서지게(brittle) 한다. 또한, 많은 양의 몰리브덴은 2차 경도 최대(secondary hardness maximum)의 형성을 유도할 수 있다. 그러므로, 몰리브덴에 대한 상한은 진보된 강철 내에 0.9 wt%이다. 몰리브덴은 강철 내에 0.67 내지 0.83 wt%인 것이 바람직하다.

크롬(Cr)은 탄소를 갖는 크롬-풍부한 안정한 탄화물을 형성한다. 크롬-풍부한 탄화물의 일부는 낮은 온도, 즉 300 ℃에서도 석출된다. 하지만, 크롬-풍부한 탄화물의 대부분은 400 내지 500 ℃의 온도에서 석출된다. 충분한 양의 크롬-풍부한 탄화물이 형성되는 것을 보장하기 위해, 진보된 강철은 적어도 1.10 wt%의 크롬을 함유하여야 한다. 매우 많은 양의 크롬은 높은 온도, 통상적으로 600 ℃ 이상의 온도에서 강철의, 소위 2차 경도 최대의 형성을 야기할 수 있다. 이러한 현상은 일반적으로 다량의 크롬 탄화물, 그리고 바나듐- 및 몰리브덴 탄화물의 형성에 의해 유도된다. 하지만, 강철의 온도가 더 증가되면, 강철의 다른 석출들로부터 탄소를 가져오는 석출된 탄화물의 성장으로 인해 경도가 급속히 저하된다. 그러므로, 크롬은 1.30 wt%로 제한되어야 한다. 크롬의 함량은, 충분한 양의 탄화물이 형성되고 2차 경도 최대의 형성이 회피되는 것을 보장하기 위해 진보된 강철 내에 1.20 - 1.25인 것이 바람직하다.

바나듐(V)은 550 내지 600 ℃의 온도에서 매우 작은 바나듐-풍부한 탄화물을 형성하며, 따라서 마르텐사이트 상이 고온에서 시멘타이트 및 페라이트로 변형될 때 경도 저하를 보상한다. 진보된 강철은 충분한 양의 바나듐 탄화물이 높은 작업 온도에서 강철에 석출되는 것을 보장하기 위해 적어도 0.18 wt%의 바나듐을 함유하여야 한다.

또한, 바나듐은 높은 온도, 즉 900 ℃ 이상에서 바나듐 탄질화물(vanadium carbonitride)을 형성한다. 바나듐 탄질화물은, 강철의 침탄(carburization) 시 오스테나이트 상의 결정립 성장을 방지하기 때문에 중요하다. 너무 많은 양의 바나듐은 강철의 열간 가공(hot working) 시 문제를 유발할 수 있는데, 이는 탄질화물이 너무 안정하여 열간 가공에 앞서는 어닐링 단계에서 용해되지 않기 때문이다. 그러므로, 바나듐은 진보된 강철 내에 0.40 wt%로 제한되어야 한다. 바나듐은 0.18 - 0.30 wt%, 더 바람직하게는 0.20 - 0.30 wt%, 더더욱 바람직하게는 0.20 내지 0.25 wt%인 것이 바람직하다.

망간(Mn)은 황을 갖는 MnS를 형성하기 위해 진보된 강철에 포함되며, 이는 강철의 불순물로서 존재할 수 있다. 망간은, Ms-온도, 즉 마르텐사이트가 오스테나이트화 후 형성되기 시작하는 온도를 낮추기 때문에 강철의 경화능에 긍정적인 효과를 준다. 또한, 낮은 Ms-온도는 진보된 강철로 제조된 커넥터의 코어에 미세한 베이나이트 구조를 유도한다. 이는 커넥터의 코어에 높은 강도를 보장하는데 긍정적이다. 망간은 MnS-타입의 황화물을 보장하기 위해 적어도 0.65 wt%의 양이 포함되어야 한다. 많은 양의 망간은, 망간이 Ms-온도를 낮춤으로 인해 강철 내에 잔류 오스테나이트의 형성을 유도할 수 있다. 그러므로, 망간은 0.85 wt%로 제한되어야 한다. 망간의 양은 강철 내에 0.70 - 0.80 wt%인 것이 바람직하며, 이는 이러한 양의 망간이 또한 진보된 강철의 미세한 베이나이트 구조를 보장하기 때문이다.

인(P)은 진보된 강철에 대한 원재료의 불순물로서 존재한다. 인은 강철의 응고(solidification) 시 액체 상으로 편석(segregate)되며, 응고된 강철에 인-풍부한 줄무늬(streak)들을 유도한다. 그러므로, 높은 인 함량은 강철의 충격 인성(impact toughness) 및 연성(ductility)에 부정적인 영향을 준다. 그러므로, 인광체는 진보된 강철 내에 최대 0.020 wt%, 즉 0 - 0.020 wt%로 제한되어야 한다.

또한, 황(S)도 진보된 강철에 대한 원재료의 불순물로서 존재한다. 황은 강철 내에 황화물 함유물(sulphide inclusion)을 형성하며, 이는 강철의 충격 강도 및 연성에 부정적인 영향을 준다. 그러므로, 황은 진보된 강철 내에 최대 0.02 wt%, 즉 0 - 0.020 wt%로, 더 바람직하게는 최대 0.015 wt%로 제한되어야 한다.

니켈(Ni)은 강철의 충격 강도를 증가시킴에 따라, 드릴링 로드에 대하여 의도된 진보된 강철의 중요한 원소이다. 또한, 니켈은 강철의 Ms-온도를 감소시킴에 따라, 경화능을 증가시킨다. 강철의 충분한 충격 강도를 보장하기 위해, 니켈 함량은 적어도 1.60 wt%이어야 한다. 너무 높은 니켈 함량은 Ms-온도를 너무 많이 낮출 수 있으며, 강철 내에 잔류 오스테나이트의 형성을 야기할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트 상에 인장 응력을 유도할 수 있음에 따라, 강철의 강도를 감소시킬 수 있다. 그러므로, 니켈 함량은 진보된 강철 내에 2.0 wt%로 제한되어야 한다. 또한, 니켈은 고가의 합금 원소이며, 그러한 이유로 가능한 한 적은 양으로 존재해야 한다. 니켈의 함량은 진보된 강철 내에 1.70 - 1.90 wt%인 것이 바람직하며, 이는 이러한 양의 니켈이 충분한 충격 강도를 가지면서도 비용 효율적인 강철을 산출하기 때문이다.

구리(Cu)는 통상적으로 원재료로서 사용되는 스크랩 금속(scrap metal)에 포함된다. 구리는 0.20 wt% 이하, 즉 0 - 0.20 wt%의 양으로 허용될 수 있다.

질소(N). 진보된 강철은 침탄 시 안정한 바나듐 탄질화물이 형성되는 것을 보장하기 위해 질소를 함유하는 것이 바람직하다. 질소의 양은 0.005 wt%, 더 바람직하게는 0.008 wt%인 것이 바람직하다. 강철이 너무 많은 질소를 함유하는 경우, 바나듐 탄질화물은 너무 안정할 것이며, 강철의 열간 가공 온도로 가열 시 용해되지 않을 수 있다. 그러므로, 질소의 최대 양은 0.012 wt%이다.

열간 압연 조건(hot rolled condition)에서, 진보된 강철은 완전한 베이나이트 구조, 즉 시멘타이트(Fe₃C) 및 페라이트(

-철)의 구조를 갖는다. "열간 압연"이라는 것은, 진보된 강철이 주조에 의해 생성된 후, 약 1200 ℃의 온도로 가열되었고, 열간 압연 후 공기 냉각을 거쳤음을 의미한다.

표층 경화 조건에서, 진보된 강철은 마르텐사이트 표면 구역 및 베이나이트/마르텐사이트 코어를 갖는다.

도 1은 본 발명의 제 1 실시예에 따른 드릴링 구성요소의 길이방향 단면을 개략적으로 나타낸다. 도 1에 도시된 드릴링 구성요소는 MF-드릴링 로드(1)이며, 이는 중심 로드 부분(10)을 포함한다. 중심 로드(10)의 제 1 단부는 수형 커넥터(20)를 포함하고, 중심 로드의 제 2 단부는 암형 커넥터(30)를 포함한다. 수형 커넥터(20)에는 외부 나사가공부(21)가 제공되고, 암형 커넥터에는 내부 나사가공부(31)가 제공된다. 수형 및 암형 커넥터들 그리고 나사가공부들(21, 31)의 치수는, 제 1 MF 로드의 수형 커넥터(20)가 제 2 MF-로드의 암형 커넥터(30)에 수용될 수 있도록 설정된다. 또한, MF-로드는 중심 채널(60), 즉 전체 MF-로드를 통해 연장되는 보어를 포함한다. 상기 채널은 수형 커넥터의 중심에 있는 하나의 개구부(61) 및 암형 커넥터의 중심에 있는 하나의 개구부(62)를 갖는다. 작동 시, 공기와 같은 냉각 유체가 채널(60)을 통해 안내된다.

도 1에서, 수형 및 암형 커넥터들(20, 30)은 점선(11)으로 표시된 마찰 용접에 의해 중심 로드 부분(10)에 부착된다. 하지만, 도 1의 MF-로드는 일체형으로 제조될 수 있으며, 즉 수형 및 암형 커넥터들(20 및 30)이 로드의 단부들을 단조가공 및 나사가공함으로써 형성될 수 있다.

커넥터들(20 및 30)은 본 발명에 따른 베이나이트강으로 제조된다. 중심 로드(10)는 또 다른 타입의 강철, 예를 들어 종래의 저-합금 탄소강으로 제조될 수 있다. 하지만, 중심 로드는 본 발명에 따른 베이나이트강으로도 제조될 수 있다.

커넥터들(20 및 30)은 표층 경화되며, 베이나이트 코어(40) 및 마르텐사이트 표면 영역(50)을 갖는다. 마르텐사이트 표면 영역은 1 내지 3 mm 두께를 가지며, 커넥터의 표면으로부터 그 중심을 향해 연장된다.

또한, 진보된 드릴링 구성요소가 MF-로드에 대하여 설명되었지만, 이는 높은 작업 온도 하에서 반복적 마모를 겪는 여하한의 타입의 구성요소, 예컨대 드리프터 로드(drifter rod)일 수 있음은 자명하다.

바람직하게, 진보된 드릴링 구성요소는 다음의 단계들을 포함하는 방법에 의해 제조된다.

제 1 단계에서, 드릴링 구성요소는 본 발명에 따른 베이나이트강으로 형성된다. 이는 통상적으로 진보된 강철의 전구체를 수형 및 암형 커넥터들(20, 30) 내로 단조가공 및 나사가공함으로써 달성된다. 전구체는 통상적으로 진보된 강철로 제조된 고체 로드의 일부분이다.

제 2 단계에서, 커넥터들은 표층 경화를 겪는다. 이는, 커넥터들이 퍼니스(furnace)에서 오스테나이트화 온도로 가열됨에 따라 달성되며, 이 온도는 진보된 강철에 대해 900 ℃ 이상이다. 퍼니스는 여하한의 타입, 예컨대 피트 퍼니스(pit furnace)로 되어 있을 수 있다. 커넥터들의 완전한 오스테나이트화를 보장하고, 결정립 확대(grain enlargement)와 같은 부정적인 효과들을 없애기 위해, 커넥터들은 900 ℃ 내지 950 ℃, 바람직하게는 925 ℃의 온도로 가열되어야 한다.

커넥터들을 오스테나이트화하는 단계는, 탄소의 함량이 커넥터들의 표면 영역에서 증가되는 것을 보장하기 위해 탄소-풍부한 분위기에서 수행되며, 소위 침탄이라고도 한다. 통상적으로, 퍼니스의 분위기는 가스들 H₂와 CO의 혼합물, 예컨대 크랙 메탄(cracked methane)이다.

커넥터들은 3 내지 6 시간의 시간 기간 동안 퍼니스에 유지된다. 시간은 표층 깊이, 즉 마르텐사이트 표면 영역의 두께를 제어한다. 충분한 표층 깊이를 보장하기 위해, 시간 기간는 5 시간인 것이 바람직하다.

가열 시간이 경과했으면, 이제 오스테나이트화된 커넥터들이 퍼니스 밖으로 꺼내지고 대기 중에서 냉각된다. 커넥터들 상으로 공기를 불어(blowing) 강제 공랭이 이루어질 수 있다.

냉각 시, 오스테나이트화된 커넥터들의 침탄된 표면은 마르텐사이트로 변형되고, 커넥터들의 코어는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합물로 변형된다.

그 후, 커넥터들은 마르텐사이트 표면의 경도를 최적화하기 위해 템퍼링 단계를 거칠 수 있다. 이에 따라, 템퍼링은 200 내지 300 ℃에서 1 시간 동안 수행된다.

최종적으로, 커넥터들은 마찰 용접에 의해 중심 로드 부분에 부착된다.

예시들

진보된 강철 재료는 다음의 네 가지 비-제한적인 예시들에 의해 설명된다.

예시 1

예시 1은 진보된 베이나이트강으로 제조된 표층 경화 드릴 로드들을 이용하여 수행된 현장 테스트들로부터의 결과들을 나타낸다.

제 1 단계에서, 진보된 강철의 열이 생성되었다. 이 열은 전기 아크로(arc furnace)에서 스크랩 금속을 용융시키고, CLU 변환기에서 용융된 강철을 정제한 후, 24" 잉곳 금형(moulds to ingots)에 주조함에 의해 생성되었다.

얻어진 진보된 강철은 다음과 같은 조성을 가졌다:

표 1: 진보된 강철의 화학적 조성

진보된 강철로부터 로드들이 생성되었다. 로드들 중 일부는 나사가공된 암형 타입의 커넥터들로 단조가공되었고, 일부는 나사가공된 수형 타입의 커넥터들로 단조가공되었다.

수형 및 암형 타입의 커넥터들은 표층 경화를 거쳤다. 제 1 단계에서, 커넥터들은 피트 퍼니스에서 5 시간의 시간 기간 동안 925 ℃의 온도로 침탄되었으며, 퍼니스는 CO 및 H₂ 함유 분위기로 조성되었다.

5 시간 후, 커넥터들은 퍼니스로부터 제거되었고, 공기로 냉각되었다. 표층 경화는, 커넥터의 표면으로부터 베이나이트/마르텐사이트 구조를 갖는 코어를 향해 연장된 마르텐사이트 층을 유도하였다.

그 후, 커넥터들은 강철 로드의 단부에 부착되었으며, 이 또한 진보된 강철 재료로 제조되었다. 수형 커넥터는 로드의 일 단부에 부착되었고, 암형 커넥터는 다른 단부에 부착되었다. 커넥터들은 마찰 용접에 의해 부착되었다.

그 후, 2 개의 상이한 위치들, 지점 A 및 지점 B에서 진보된 강철로 형성된 드릴링 로드들을 이용하여 현장 테스트가 수행되었다. 드릴링은 115 mm의 직경을 갖는 드릴 비트로 수행되었고, Sandvik DP1500 타입의 드릴링 리그가 사용되었다. 드릴링 속도는 약 1 미터/분이었다.

또한, 비교로서 종래의 드릴 로드들이 사용되었다. 이러한 로드들은 강철 등급 Sanbar 64로 만들어졌다.

각 타입(진보된 및 종래)의 9 개의 로드들이 지점 A에 사용되었고, 각 타입의 4 개의 로드들이 지점 B에 사용되었다. 드릴 로드들은 파손될 때까지 사용되었으며, 각 로드를 이용하여 드릴링된 총 미터 수는 "드릴링 미터(dm)"로 기록되었다. 표 2는 지점 A 및 지점 B에서의 로드당 드릴링된 평균 드릴링 미터 수로서 테스팅 결과를 나타낸다.

표 2: 드릴링으로부터 얻어진 결과들

표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 진보된 강철의 드릴링 로드들은 종래의 재료의 로드들보다 상당히 긴 작동 수명을 가졌다.

예시 2

제 2 예시에서, 진보된 강철로부터의 테스트 샘플들의 경도 감소는 다양한 재가열 온도에서 실험실 조건들 하에서 결정되었다.

제 1 단계에서, 진보된 강철의 열이 생성되었다. 이 열은 전기 아크로에서 스크랩 금속을 용융시키고, CLU 변환기에서 용융된 강철을 정제한 후, 24" 잉곳 금형에 주조함으로써 생성되었다.

얻어진 진보된 강철은 다음과 같은 조성을 가졌다:

표 3: 진보된 강철의 화학적 조성

잉곳들은 바아(bar)들로 압연되었고, 바아들은 5 cm 길이의 원통으로 절삭되었으며, 이는 샘플들로서 사용되었다.

그 후, 샘플들은 시뮬레이션된 경화 처리를 겪었다. 이 처리는, 오스테나이트화 온도로 가열하고, 사전설정된 온도에 대해 오스테나이트화 온도로 유지하며, 이후 실온의 오일로 냉각하는 것을 포함한다. 그 후, 경화된 샘플들은 드릴링 작동 시 열을 시뮬레이션하기 위해 재가열을 겪게 된다. 재가열 후, 샘플들은 공기로 냉각되었다. 재가열된 샘플들의 냉각 후, 표면에서, 반경의 중간에서, 그리고 각 샘플의 중심에서 경도가 측정되었다. 경도는 Vickers(HV1)로 측정되었다.

참조로서, 각 시리즈들 중 하나의 샘플은, 경화되었지만 재가열되지 않은 상태로 두었다.

각각의 오스테나이트화 온도에 12 개의 샘플들이 사용되었다. 오스테나이트화 온도는: 860 ℃(1h 유지 시간); 880 ℃(1h 유지 시간); 925 ℃(20분 유지 시간)이었다. 오일로 급랭 후, 샘플들은 다음의 온도: 재가열되지 않음, 200 ℃, 300 ℃, 400 ℃, 500 ℃, 550 ℃, 580 ℃, 600 ℃, 650 ℃, 675 ℃ 및 700 ℃에서 재가열되었다.

측정 결과는 도 2에 그래프로 나타나 있다. 도 2는 각각의 오스테나이트화 온도에 대한 결과가 각각의 재가열 온도에서 측정된 경도에 대한 평균 값으로서 나타내어진 그래프를 나타낸다. 특정 측정 값들이 표 4에 나타나 있다(도 3 참조).

실험은 비-침탄된 샘플 상에서 수행됨을 유의해야 한다. 하지만, 도 2의 그래프로부터, 3 개의 상이한 샘플 시리즈들의 경도가 650 ℃ 이하에서 비-재가열된 샘플들로부터 거의 일정하다는 것은 명백하다. 일정한 경도는, 마르텐사이트가 시멘타이트 및 페라이트로 변형되는 것을 보상하는 더 높은 온도에서 크롬, 몰리브덴 및 바나듐의 강성이고 안정한 탄화물의 석출에 의해 그리고 낮은 온도에서 마르텐사이트 상에서의 실리콘의 안정한 효과에 기인한다고 여겨진다. 700 ℃에서, 2차 경도 최대가 형성되고, 그 후 경도는, Cr-, Mo- 및 V-탄화물의 합체가 더 소수이고 더 굵은 석출(fewer and coarser precipitations)을 유도함으로 인해, 급격히 저하된다. 또한, Cr-, Mo- 및 V-탄화물의 성장은 잔여 마르텐사이트가 시멘타이트 및 페라이트로 용해되게 함에 따라, 경도가 더더욱 감소한다.

진보된 강철 재료의 침탄된 샘플이 모든 재가열 온도에서 비-침탄된 샘플들보다 강성일 것임은 분명하다. 하지만, 침탄된 샘플의 경도는 또한 약 650 ℃ 이하에서 본질적으로 일정한 경도를 나타낼 것으로 여겨진다.

예시 3

제 3 예시에서는, 본 발명에 따른 합금 및 비교 합금의 경화된 및 템퍼링된 샘플들의 표면- 및 코어 경도에 관한 비교가 수행되었다. 이러한 테스트는 드릴링 시 결합부들에서 발생하는 열로 인해 표층 경화 드릴 로드들에 일어나는 템퍼링 효과를 시뮬레이션한다. 비교를 위해, 공보 WO97/27022에 개시된 합금과 유사한 합금이 선택되었다. WO97/27022는, 마찰 용접에 최적화되고 본 출원의 "배경 기술" 부분에 간명하게 설명된 합금을 개시한다.

진보된 및 비교 합금들의 화학적 조성은 아래의 표 5에 나타나 있다. Comp 0.09는 비교 합금을 지칭하고, Inv 0.22는 진보된 합금을 지칭한다.

표 5. 테스트 합금들의 화학적 조성

유도로(induction furnace)에서 스크랩 금속을 용융하고, 정제 및 주조하는 단계를 포함하는 종래의 방법들에 의해 비교 합금의 1 kg의 열(1 kg heat of the comparative alloy)이 생성되었다. 주조는 약 30 분 동안 700 ℃의 퍼니스에서 예비가열된 후, 13 mm의 치수를 갖는 정사각형 바아로 1200 ℃에서 열간 압연되었다. 이후, 바아는 서서히 공기로 냉각되었으며, 13 x 13 mm 샘플들로 절삭되었다.

EA-퍼니스에서의 용융, AoD 처리, 레이들 정제(ladle refining), 연속된 주조 및 열간 압연을 포함하는, 생성에 사용된 종래의 방법들에 의해, 진보된 합금의 75 톤(75 ton heat of the inventive alloy)의 열이 생성되었다. 진보된 재료의 얻어진 주조는 40 mm의 직경을 갖는 바아로 연간 압연되었다.

진보된 재료의 바아들은 40 x 130 mm 치수의 샘플들로 절삭되었다.

샘플들은 이후 침탄되었고, 강제 공랭에 의해 경화되었다. 샘플들의 침탄은 프로판/질소/메탄올의 분위기에서 다음의 프로그램에 따라 수행되었다. 단계 1에서, 샘플들은 먼저 150 분의 기간 동안 925 ℃의 처리 온도로 가열된 후, 435 분 동안 그 온도로 유지되었다:

표 6: 침탄 프로그램

그 후, 경화된 샘플들은 상이한 온도에서 템퍼링을 겪었다. 템퍼링 이전에, 샘플들은 탈탄(decarburization)을 방지하기 위해 No-Carb™로 칠해졌다. 아래의 표 7은 각 샘플에 대한 템퍼링 온도를 나타낸다. 각 합금 중 하나의 샘플은 템퍼링되지 않은 채로 두었다. 나머지 샘플들의 각각은 30 분 동안 템퍼링되었다.

표 7: 템퍼링 온도

템퍼링 후, 각 샘플의 코어 및 표면 경도가 측정되었다. 표면 경도는 HRC로 측정되었고, 코어 경도는 Vickers 측정(HV30)에 의해 행해졌다. 다양한 샘플들의 표면 경도가 도 4에 나타나 있다. 샘플들의 코어 경도는 도 5에 나타나 있다.

도 4로부터, 진보된 및 비교 합금의 템퍼링되지 않은 샘플들은 유사한 표면 경도를 갖는다고 결론을 내릴 수 있다. 이는 템퍼링되지 않은 각각의 샘플들의 표면의 구조가 본질적으로 마르텐사이트로 구성되기 때문이다. 템퍼링된 샘플들의 경도는 템퍼링 온도가 증가함에 따라 감소한다. 하지만, 도 4의 그래프로부터, 진보된 합금의 표면 경도가 600 ℃ 이하에서 모든 템퍼링 온도에 대해 비교 합금의 표면 경도보다 높음을 분명히 알 수 있다. 즉, 진보된 합금은 비교 합금보다 높은 템퍼링 저항을 갖는다.

놀랍게도, 진보된 합금의 표면 경도는 템퍼링 온도가 증가함에 따라 비교 합금의 표면 경도보다 훨씬 더 안정하게 유지된다. 도 4에서 알 수 있는 바와 같이, 진보된 합금의 표면 경도는 200 ℃ 이하에서 57 HRC로 본질적으로 일정하다가, 표면 경도가 55 HRC로 저하되고, 이후 300 ℃ 까지 본질적으로 일정하게 진행된다. 한편, 비교 합금의 표면 경도는 전체 온도 구간에 걸쳐 계속 저하된다.

더 높은 온도에서는 마르텐사이트의 용해율이 증가하며, 바나듐 탄화물은 표면 경도를 감소시키는 더 굵은 입자들로 합쳐진다. 700 ℃에서는, 바나듐 탄화물이 안정하지 않게 되며, 진보된 및 비교 샘플 둘 모두의 표면 경도가 급속도로 저하된다.

도 5로부터, 진보된 샘플들의 코어 경도는 비교 샘플들에서보다 약간 더 낮다고 결론을 내릴 수 있다. 진보된 합금의 비교적 낮은 코어 경도에 대한 주 원인은, 선택된 질소 함량과 조합하는 많은 양의 바나듐이 샘플들의 침탄 단계 시 안정한 바나듐 탄질화물을 생성하는 것에 있다. 작은 바나듐 탄질화물은 침탄 단계 시 결정립 성장을 방지하고, 코어의 충격 인성을 증가시킨다. 또한, 작은 결정립들은 합금의 경화능을 낮춤에 따라, 코어가 경화 시 실질적으로 마르텐사이트보다 더 낮은 강성을 갖지만 더 높은 인성을 갖는 베이나이트로 구성되는 것을 보장한다.

결론

제 3 예시로부터 얻어진 결과들은 비교 합금보다 진보된 합금의 더 양호한 템퍼링 저항을 나타낸다. 진보된 합금의 표면 경도는 비교 재료에 비해 더 안정하다.

암석 드릴링에서, 안정한 표면 경도를 갖는 능력은 내마모에 있어서 매우 중요하다. 드릴링 시 온도가 증가하더라도 표면 경도를 유지하는 재료가 마모를 더 잘 견딜 것이며, 응착 마모 내성은 경도와 직접적인 관련이 있다. 또한, 표면 경도와 코어 경도 간의 관계는 드릴링 로드들에 사용되는 나사가공부들에 있어 중요한 인자인다. 바람직한 관계는, 더 양호한 충격 저항을 위해 인성의 코어(tough core)를 가짐과 함께, 더 양호한 내마모를 위해 강성의 표면을 갖는 것이다. 또한, 표면과 코어의 경도 간의 더 큰 차이는 더 많은 잔여 압축 응력을 유도하며, 이는 피로 수명(fatigue life)을 증가시킨다. 이를 염두하면, 낮은 바나듐 함량을 갖는 비교 재료에 비해 높은 바나듐 함량을 갖는 진보된 합금이 유익하며, 이는, 비교 재료와 달리, 더 인성의 코어와 함께 더 높은 표면 경도를 제공한다.

예시 4

제 4 예시에서, 프로그램 ThermoCalc™ 3.0 및 데이터베이스 TCFE7로 시뮬레이션들이 수행되었다. 시뮬레이션의 목적은, 제 3 예시에서 진보된 및 비교 샘플들 상에서의 코어 경도의 측정으로부터 얻어진 결과들을 확인하기 위함이었다. 또 다른 목적은, 진보된 샘플의 코어 경도의 양호한 결과가 진보된 합금의 질소 및 바나듐의 바람직한 범위에 걸쳐 존재하는 것을 확인하기 위함이었다.

시뮬레이션들은 진보된 및 비교 합금들의 다양한 온도에서 바나듐 탄질화물의 안정성을 나타낸다. 아래에 더욱 자세히 설명되는 바와 같이, 침탄 온도 및 열간가공 온도에서의 바나듐 탄질화물의 존재는, 코어 최종 구성요소의 금속학적 구조(metallografic structure)에 상당한 영향을 줄 것이다.

도 6은, 0.2 wt%의 바나듐 함량과 0.005 wt%의 질소 함량을 갖는 진보된 합금에 형성된 바나듐 탄질화물의 안정성의 제 1 ThermoCalc™ 시뮬레이션으로 생성된 다이어그램을 나타낸다. 시뮬레이션에서 합금의 전체 조성은 다음과 같다:

0.019 C; 0.9 Si; 0.75 Mo; 1.2 Cr; 0.20 V; 1.8 Ni; 0.78 Mn; 0.005 N

도 6은 상이한 온도에서 합금계(alloy system)에 존재하는 다양한 석출 상들의 양을 몰로 나타낸다. y-축은 석출된 상의 양을 나타내고, x-축은 온도를 나타낸다. 라인 1은 다양한 온도에서 합금계에 존재하는 바나듐 탄질화물의 양을 (몰로) 나타낸다. 도면에 나타낸 다른 라인들은 진보된 합금계에 존재하는 다른 상들을 나타낸다. 이러한 상들은 자세히 설명되지 않을 것이다.

도 6의 라인 1을 따르면, 바나듐 탄질화물의 석출은 700 내지 800 ℃의 온도 범위에서 온도가 증가함에 따라 증가함을 알 수 있다. 800 ℃ 이상에서, 바나듐 탄질화물의 석출이 중지되며, 석출된 바나듐 탄질화물은 합금계의 평형으로 인해 용해되기 시작한다. 결과적으로, 높은 온도에서 합금계에 더 적은 바나듐 탄질화물이 존재할 수 있다. 그러므로, 합금계의 탄질화물의 양은 온도가 증가함에 따라 감소한다. 도 6의 합금계에서는, 비교적 많은 양의 바나듐 탄질화물이 900 내지 1000 ℃의 온도 구간에서 합금계에 존재함을 알 수 있다. 또한, 다이어그램은 바나듐 탄질화물이 약 1100 ℃에서 완전히 용해됨을 나타낸다.

바나듐 탄질화물의 상기의 분포는 다음과 같은 이유들로 진보된 합금으로 제조된 구성요소의 양호한 코어 특성들을 보장할 것이다:

첫 번째로, 암석 드릴링용 구성요소들의 생성 시, 상기 구성요소들은 침탄되며, 930 ℃에서 경화된다. 이 온도에서, 강철의 결정립(crystal grain)들은 적은 수의 큰 결정립들로 합쳐지려는 성향을 갖는다.

일반적으로, 결정 입도가 커짐에 따라 강철의 경화능이 증가한다는 점에서, 강철의 결정 입도는 강철의 경화능에 영향을 미친다. 그러므로, 경화 후, 작은 결정 입도를 갖는 강철은 우세한(predominant) 베이나이트 구조를 갖는 반면, 큰 결정립을 갖는 강철은 마르텐사이트 구조를 가질 것이다.

도 6의 930 ℃에서의 비교적 많은 양의 바나듐 탄질화물의 존재는, 합금의 결정립의 합체를 막음으로써, 진보된 강철의 결정립 성장을 효과적으로 방지할 것이다. 따라서, 이는, 진보된 합금에 작은 결정립을 유도하고, 이로 제조된 경화 구성요소의 코어에 우세하게 베이나이트 구조를 유도할 것이다. 이는, 코어의 강도 및 충격 인성뿐만 아니라, 높은 온도에서의 그 구조적 안정성에 중요하다.

두 번째로, 도 6으로부터, 모든 바나듐 탄질화물이 약 1100 ℃에서 용해된다고 결론을 내릴 수 있다. 이는 강철의 열간가공성(hotworkability)에 중요함은 물론이다. 하지만, 더 중요한 것은, 열간가공 후 남아 있는 바나듐 탄질화물이 합금의 경화 시 결정 입도에 미칠 부정적인 효과를 없애는 것이다. 경화 단계에서, 남아 있는 바나듐 탄질화물은 적은 수의 매우 큰 입자들로 합쳐질 것이다. 이러한 입자들은 침탄/경화 시 결정 입도에 거의 영향을 주지 않을 것이며, 그 결과 낮은 인성 및 이에 따른 약한(poor) 충격 강도를 갖는 주로 마르텐사이트 구조로 된 코어를 갖는 구성요소를 유도할 것이다.

도 7은 0.2의 바나듐 함량 및 0.012의 질소 함량을 갖는 진보된 합금에 형성된 바나듐 탄질화물의 안정성을 제 2 ThermoCalc™ 시뮬레이션으로 생성한 다이어그램을 나타낸다. 이 시뮬레이션은 제 1 시뮬레이션의 결론을 확인한다. 그러므로, 이 시뮬레이션 또한 충분한 양의 바나듐 탄질화물이 경화 후 합금의 코어에서의 베이나이트 구조를 보장하기 위해 900 내지 1000 ℃의 온도 구간에서 합금에 존재함을 나타낸다. 또한, 다이어그램으로부터 바나듐 탄질화물이 약 1130 ℃에서 완전히 용해된다는 결론을 내릴 수 있다.

제 2 시뮬레이션의 합금의 더 높은 질소 함량은 제 1 시뮬레이션에 비해 930 ℃에서 더 많은 바나듐 탄질화물의 석출을 유도함을 주목한다. 이는 코어의 베이나이트 구조를 보장하는데 도움이 됨은 물론이다.

도 8은 0.3 wt%의 바나듐 함량 및 0.005 wt%의 질소 함량을 갖는 진보된 합금에 형성된 바나듐 탄질화물의 안정성을 제 3 ThermoCalc™ 시뮬레이션으로 생성한 다이어그램을 나타낸다. 시뮬레이션된 합금은 다음과 같은 조성을 가졌다:

0.019 C; 0.9 Si; 0.75 Mo; 1,2 Cr; 0.1 V; 1.8 Ni; 0.78 Mn; 0.005 N

또한, 이 시뮬레이션은 충분한 양의 바나듐 탄질화물이 900 내지 1000 ℃에서 석출되고, 모든 바나듐 탄질화물이 1120 ℃의 온도에서 용해되었음을 나타낸다.

제 1 및 제 2 시뮬레이션들에 비해, 제 3 시뮬레이션에서는 더 많은 바나듐 탄질화물이 석출된다. 그 이유는 이 합금의 더 높은 바나듐 함량에 있다.

도 9는 0.3 wt%의 바나듐 함량 및 0.012 wt%의 질소 함량을 갖는 진보된 합금에 형성된 바나듐 탄질화물의 안정성을 제 4 ThermoCalc™ 시뮬레이션으로 생성한 다이어그램을 나타낸다. 시뮬레이션된 합금은 다음과 같은 조성을 가졌다:

0.019 C; 0.9 Si; 0.75 Mo; 1,2 Cr; 0.1 V; 1.8 Ni; 0.78 Mn; 0.005 N

또한, 이 시뮬레이션은 충분한 양의 바나듐 탄질화물이 900 내지 1000 ℃의 온도 범위에 존재하고, 바나듐 탄질화물이 1200 ℃ 아래의 온도에서 용해되었음을 나타낸다.

도 10은 낮은 바나듐 함량(0.1 wt%) 및 0.005 wt%의 질소 함량을 갖는 비교 합금에 형성된 바나듐 탄질화물의 안정성을 제 5 ThermoCalc™ 시뮬레이션으로 생성한 다이어그램을 나타낸다. 시뮬레이션된 합금은 예시 3에 사용된 합금과 유사하며, 다음과 같은 조성을 갖는다:

0.019 C; 0.9 Si; 0.75 Mo; 1,2 Cr; 0.1 V; 1.8 Ni; 0.78 Mn; 0.005 N

도 10의 라인 1로부터, 매우 소량의 바나듐 탄질화물이 900 내지 1000 ℃의 온도 구간에서 이 합금에 존재한다고 결론을 내릴 수 있다. 이 합금에서, 바나듐 탄질화물의 양이 너무 작아 침탄 시 결정립 성장을 막을 수 없으며, 이는 증가된 경화능을 유도하고, 이 합금으로 제조된 경화 구성요소의 코어에 마르텐사이트 형성을 유도할 것이다. 그러므로, 이 시뮬레이션은 예시 3의 비교 합금의 코어 경도에 행해진 측정들을 확인한다.

요약하면, 5 개의 ThermoCalc™ 시뮬레이션 및 물리적 실험 3으로부터의 결과로부터, 표면 경도 및 코어 경도의 최적 조화가 진보된 합금으로 달성된다고 결론을 내릴 수 있다. 표면- 및 코어 경도의 최적 조화는 진보된 합금을 암석 드릴링 구성요소들의 사용에 매우 적합하게 한다.

Claims (15)

1. 베이나이트강(bainitic steel)을 포함하는 암석 드릴링(rock drilling)용 구성요소(10, 20, 30)에 있어서,
   상기 베이나이트강은 (중량%로):
   C: 0.16 - 0.23
   Si: 0.8 - 1.0
   Mo: 0.67 - 0.9
   Cr: 1.10 - 1.30
   V: 0.18 - 0.4
   Ni: 1.60 - 2.0
   Mn: 0.65 - 0.9
   P: ≤ 0.020
   S: ≤0.02
   Cu: <0.20
   N: 0.005 - 0.012 wt%
   나머지 Fe(balance Fe) 및 불가피한 불순물들로 이루어지는, 구성요소.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 구성요소는 드릴 로드(drill rod: 10)를 위한 나사가공된 수형 또는 암형 커넥터(threaded male or female connector: 20, 30)인 구성요소.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 구성요소는 나사가공된 수형 및 나사가공된 암형 커넥터(20, 30)를 포함하는 드릴 로드(10)인 구성요소.
4. 암석 드릴링용 구성요소(10, 20, 30)를 제조하는 방법에 있어서,
   a. 제 1 항에 따른 강(steel)으로 제 1 항 또는 제 2 항에 따른 암석 드릴링용 구성요소(10, 20, 30)를 형성하는 단계;
   b. 상기 구성요소(10, 20, 30)를 오스테나이트화 온도(austenitizing temperature)로 가열하는 단계;
   c. 상기 구성요소(10, 20, 30)를 사전설정된 시간 동안 탄소 함유 분위기에서 오스테나이트화 온도로 유지하는 단계; 및
   d. 상기 구성요소를 냉각하는 단계를 포함하는 제조 방법.
5. 제 4 항에 있어서,
   상기 구성요소는 900 내지 1000 ℃의 온도로 가열되는 제조 방법.
6. 제 4 항에 있어서,
   상기 구성요소는 CO 및 H₂의 분위기로 가열되는 제조 방법.
7. 제 4 항에 있어서,
   상기 구성요소는 3 내지 6 시간 동안 가열되는 제조 방법.
8. 제 4 항에 있어서,
   상기 구성요소는 공기로 냉각되는 제조 방법.
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