KR20230048001A - 강철 조성물 및 그의 구성성분으로부터 고강도 강철 배관을 제조하는 방법 - Google Patents

강철 조성물 및 그의 구성성분으로부터 고강도 강철 배관을 제조하는 방법 Download PDF

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마테오 오토라니
조르지 토레스 세바스찬
알폰소 이즈키에르도 가르시아
빅터 블랑카스 가르시아
에릭 아르투로 에스코르자 마르큐즈
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테나리스 커넥션즈 비.브이.
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Abstract

잘 정의된 강철 조성물로부터 배관, 특히 저장된 가스 팽창기 압력 용기를 제조하는 방법으로서, 상기 방법은
a) 적어도 하나의 열간 압연 또는 열간 성형 패스를 포함하는, 강철 조성물로부터 강철 배관을 생성하는 단계;
b) 상기 강철 배관을 냉간 인발 공정에 적용하여, 원하는 치수를 얻는 단계, 여기서 상기 냉간 인발 공정은 적어도 두 개의 풀을 포함하며, 냉간 인발 공정의 최종 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계를 포함하고; 그리고
c) 200-600℃의 범위의 온도에서 냉간 인발된 강철 배관에 최종 회복 열 처리를 연속적으로 수행하는 단계를 포함한다.

Description

강철 조성물 및 그의 구성성분으로부터 고강도 강철 배관을 제조하는 방법
본 발명은 그의 배관 구성성분 뿐만 아니라, 미세-합금 저탄소 강철 조성물과 같은 강철 조성물로부터 고강도 강철 배관(steel tubing)을 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명에 따라 제조된 강철 배관은 자동차 에어백 팽창기와 같은 자동차 안전장치(restraints) 시스템용 구성성분을 제조하는데 특히 적합하다.
자동차 산업은 차량의 효율 향상을 지속적으로 모색하고 있으며, 연료 소비를 감소시키는 측면에서 증가된 연비 및 경량화를 실현한 엔진을 개발하는 것이 중요한 역할을 한다. 경량화는 감소된 두께를 가진 부품에 의해 달성될 수 있지만, 강도 및 안전 요구사항을 위태롭게 하지는 않는다. 오늘날, 고급 고강도 강철은 높은 강도 대 밀도 비율을 제공하지만, 값비싼 합금 및 제조 주기를 필요로한다. 따라서, 업계에서는 뛰어난 최종 특성을 달성하는, 경쟁력 있는 가격의 새로운 고강도 철강 제품을 지속적으로 찾고 있다.
본 발명은 특히 에어백 팽창기의 관형(tubular) 부재로 사용하기 위해 이러한 중량 감소를 가능하게 하는 개선된 또는 적어도 충분한 강도, 연성 및 인성을 갖는 강철 조성물로부터 제조된 튜브(tube) 및 관형 구성성분에 관한 것이다.
EP 2078764 A1 (Sumitomo Metal Industries Ltd.)는 에어백 어큐뮬레이터(accumulator)용 이음매 없는 강철 튜브에 관해 개시한다. 이러한 강철 튜브는 담금질 및 템퍼링(tempering) 없이 노말라이징(normalizing)의 열 처리에 의해 제조될 수 있다. 강철 튜브는 적어도 850 MPa의 인장 강도 및 -20℃에서 파열에 대한 저항성을 가진다. 강철 튜브의 조성물은 0.45 - 0.63의 범위에서 Ceq (Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15)와 함께, 질량%(mass %)로, C: 0.08 - 0.20%, Si: 0.1 - 1.0%, Mn: 0.6 - 2.0%, P: 최대 0.025%, S: 최대 0.010%, Cr: 0.05 - 1.0%, Mo: 0.05 - 1.0%, Al: 0.002 - 0.10%; 적어도 하나의 Ca: 0.0003 - 0.01%, Mg: 0.0003 - 0.01%, 및 REM (희토류 금속): 0.0003 - 0.01%; 적어도 하나의 Ti: 0.002 - 0.1% 및 Nb: 0.002 - 0.1%를 포함한다. 야금 조직은 페라이트 및 베이나이트의 혼합 구조이다.
WO 2005/035800 A1 (Lopez et al.)은 일반적으로 저탄소 합금 강철 튜브 및 이의 제조방법을 개시한다, 여기서 강철 튜브는 중량%로, 약 0.06 - 0.18% 탄소; 약 0.5 - 1.5% 망간; 약 0.1% - 0.5% 실리콘; 약 0.015% 이하의 황; 약 0.025% 이하의 인; 약 0.50% 이하의 니켈; 약 0.1 - 1.0% 크롬; 약 0.1 - 1.0% 몰리브덴; 약 0.01% - 0.10% 바나듐; 약 0.01 - 0.10% 티타늄; 약 0.05 - 0.35% 구리; 약 0.010 - 0.050% 알루미늄; 약 0.05% 이하의 니오븀; 약 15% 이하의 잔류 원소; 및 나머지는 철 및 부수적인 불순물로 본질적으로 구성된다. 강철 배관의 제조 공정은 제강, 주강(강철 캐스팅), 튜브 열간 압연, 열간 압연된 중공 마무리 작업, 냉간 인발(cold drawing), 냉간 인발 후 담금질 및 템퍼링을 포함하는 열 처리 및 추가 냉간 인발된 튜브 마무리 작업의 연속적인 단계를 포함한다. 생성되는 튜브는 1000 MPa 이상의 인장 강도를 가지므로, 높은 파열 강도를 갖는다.
WO 2007/113642 A2 (Lopez et al.)는 유사한 저탄소 합금 강철 조성물로 만들어진 튜브 뿐만 아니라 그의 개선된 제조 공정에 대해 개시하며, 상기 공정은 냉간 인발 후 급속 유도 오스테나이징/고속 담금질 단계, 바람직하게는 템퍼링 열 처리 없는 것을 포함한다.
이제 Lopez의 이러한 선행 기술 공정에 따라 제조된 튜브는 연성 대신 강도를 갖거나 연성을 나타내지만 특히 교정 및 냉간(cold) 가공과 같은 튜브 마무리 작업 후에 더 낮은 강도 수준을 나타냄이 밝혀졌다.
본 발명의 주요 목적은 특히 강도와 연성의 조합과 관련하여 개선된 특성을 갖는 강철 배관을 제공하는 것이며, 보다 구체적으로는 강도와 연성 특성의 조합이 강철 배관의 단부를 곧게 펴고 냉간(냉각) 성형함으로써, 변형과 같은 마무리 작업 수행 시에 유지되거나 적어도 덜 영향을 받는 강철 배관을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 에어백 팽창기의 압력 용기와 같은 일반적으로 용접 단계를 포함하는 자동차 부품의 제조 관점에서 용접 가능한 강철 조성물로부터 강철 배관을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 에어백 인플레이터에 사용하기 위한 고강도 강철 배관을 제조하기 위한 대안적인 방법을 제공하는 것이다.
이제 본 발명자들은 특정 강철 조성물로부터 강철 배관을 제조하는 새로운 제조 공정이 강도와 연성 특성의 유리한 조합을 제공한다는 것을 발견하였다.
본 발명에 따른 강철 조성물로부터 강철 배관, 특히 에어백 팽창기 압력 용기를 제조하는 방법은 청구항 제1항에 정의되어 있다.
상기 방법은 하기 단계들을 포함한다:
a) 적어도 하나의 열간 압연 또는 열간 성형 패스(hot forming pass)를 포함하는, 하기에 설명된 것과 같은 강철 조성물로부터 강철 배관(steel tubing)을 생성하는 단계;
b) 상기 강철 배관을 냉간 인발(cold-drawing process) 공정에 적용하여, 원하는 치수를 얻는 단계, 여기서 상기 냉간 인발 공정은 적어도 두 개의 풀(pulls)을 포함하며, 냉간 인발 공정의 최종 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계를 포함하고; 그리고
c) 냉간 인발 공정의 최종 풀에 연속하여, 200-600℃의 범위의 온도에서 냉간 인발된 강철 배관에 최종 회복 열 처리를 수행하는 단계,
본 발명에 따른 방법의 단계 b)의 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계에서, 적어도 하나의 냉간 인발된 강철 배관은 미세-결정화된 미세구조를 촉진하기 위해 적어도 Ac3의 온도로 가열되고, 일반적으로 유도 가열과 같은 급속 가열을 몇 초 안에 한 다음, 최종 풀 전에 담금질되어 냉간 인발되는 배관의 충분한 변형 경화 능력을 갖는 주로 마르텐사이트 미세구조를 보장하며, 연속적인 냉간 인발 풀 또는 풀들은 변형 경화를 위한 충분한 변형을 적용하여서, 우수한 강도 특성을 달성한다.
도 1은 실시예 및 비교예의 평균 미세변형 ε을 나타낸다.
발명자들은 제조 방법이 상이한 관형 제품들 간에 강도 및 연성 특성에 대한 민감도에 상당한 차이가 있음을 발견하였다. 냉간 인발된 후 담금질된 관형 제품(즉, 추가 열처리 또는 냉간 인발 없이)은 높은 강도를 달성하지만 변형 시 상당한 연성 손실이 발생한다. 담금질 후의 관형 제품은 그 자체로 사용되지는 않지만 일반적으로 추가 작업, 특히 가장자리의 곧게 펴고(straightening) 냉간 성형을 거쳐 자동차 에어백 팽창기로 조립할 준비와 같이 관형 제품을 완제품으로 변형시킨다. 두 작업 모두 열 처리 후 냉간 변형을 수반하며, 특히 전위(dislocation)의 수를 증가시켜 강철 관형 제품의 미세 구조의 변형을 유도하여, 경도를 증가시키지만 동시에 연성 및 강성을 감소시킨다. 이 취성은 250 ℃에서 1시간 동안 실험실 시뮬레이션에서 알 수 있듯이 노화에 의해 악화된다(실온에서 몇 달 이상 노화를 대표하는 것으로 간주됨). 노화는 이러한 전위에서 격자간 탄소(즉, 고용체 내 탄소)의 축적을 촉진하여 추가 연성 변형을 손상시킨다. 고용체 내에 탄소가 많을수록 그리고 전위 밀도가 높을수록 취성(embrittlement) 효과가 나빠진다.
냉간 인발, 담금질 후 템퍼링된 관형 제품(즉, 추가 냉간 인발 없이)은 냉간 인발 후 담금질된 관형 제품에 비해 변형(및 노화) 후 연성 손실에 덜 민감하지만, 더 낮은 강도 특성을 갖는다. 담금질 후 템퍼링 처리는 탄화물의 석출 및 전위 회복과 같은 미세 구조 변형을 촉진하고 내부 미세 변형을 감소시켜 내부 응력을 완화함으로써 연성 및 인성 특성을 어느 정도 복원하는 목적으로 사용된다.
본 발명에 따른 냉간-인발, 중간 오스테나이트화 후 담금질, 냉간 재인발 및 회수된 관형 제품은 냉간 인발, 담금질 후 템퍼링된 강철 배관에 비해 더 높은 강도를 달성하고, 연성 수준이 특히 변형(곧게 펴고 냉간 성형, 특히 단부(ends)) 후 냉간 인발 후 담금질된 관형 제품에 비해 덜 영향을 받는다. 300-600 ℃와 같이 200-600 ℃ 범위에서 냉간 인발 공정의 최종 풀 후 회복 처리는 탄화물의 균일한 석출을 보장하기에 충분하다. 성형성을 높이는 역할도 한다. 또한 훨씬 낮은 온도에서 수행되는 임의의 회복 후 열 처리는 미세 구조에 미치는 영향이 미미하다. 또한 본 발명에서는 노화에 대한 민감도가 억제된 것으로 추정되는데, 이는 자유 간질 원소(free interstitial elements)(주로 탄소)의 확산과 관련이 있다.
따라서 냉간 인발 후 담금질된 관형 제품과 비교하여 본 발명에 따라 제조된 관형 제품은 유사한 높은(또는 더 높은) 강도와 우수한 신장 특성을 갖지만 변형의 결과로서 연성 손실에 상당히 덜 민감하다. 냉간 인발, 담금질 후 템퍼링된 관형 제품과 비교하여 본 발명에 따라 제조된 관형 제품은 회복 처리 및 템퍼 처리 각각의 동등한 온도에서 훨씬 더 높은 강도와 유사한 신장 특성을 갖는다. 더 높은 강도 특성으로 인해 벽 두께가 더 작은 관형 구성성분을 사용할 수 있으므로 최종 용도에서 더 적은 중량을 갖는 구성성분을 사용할 수 있다.
본 발명에 따른 방법에서 중간 오스테나이징 및 담금질 단계 후에 적어도 하나의 냉간 인발 풀이 수행된다. 바람직하게는 중간 오스테나이징 및 담금질 단계 후 하나 이상의 풀 영역의 총 감소는 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 15%, 더 바람직하게는 적어도 20%이므로, 중간 오스테나이징 및 담금질 단계 후에 충분한 변형 경화를 보장한다. 예를 들어 중간 오스테나이징 및 담금질 단계 후 총 면적 감소 20%는 면적 감소가 10%인 끝에서 두 번째(penultimate) 풀과 면적 감소가 11%인 최종 풀에 의해 달성될 수 있다. 바람직한 실시예에서, 중간 오스테나이징 및 담금질 단계는 냉간 인발 단계 b)의 끝에서 두 번째 풀과 최종 풀 사이에서 수행된다. 그러면 유리하게는 냉간 인발 공정의 최종 풀에서 면적 감소로 측정된 변형은 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 15%, 보다 바람직하게는 적어도 20%이다.
여기서 EP 2650389 A2(Tenaris Connections B.V)는 채광에 사용할 수 있고 우수한 치수 공차(dimensional tolerances)를 유지하면서 높은 내마모성, 높은 충격 인성을 목표로 하는 강철 튜브 및 막대를 제조하는 방법을 공개하고 있다. EP 2650389 A2의 강철 조성물은 약 0.18 - 0.32 중량% 탄소, 약 0.3 - 1.6 중량% 망간, 약 0.1 - 0.6 중량% 실리콘, 약 0.005 - 0.08 중량 % 알루미늄, 약 0.2 - 1.5 중량 % 크롬, 약 0.2 - 1.0 중량 % 몰리브덴, 및 철 및 불순물을 포함하는 나머지를 포함한다. 튜브는 첫 번째 냉간 인발 작업에서 냉간 인발되어 약 15% - 30%의 면적 감소를 가져온 다음 AC3보다 약 50 ℃ 이상 AC3보다 약 150 ℃ 미만 사이의 오스테나이징 온도로 열 처리되어 그 후 최소 20 ℃/초로 대략 실온까지 담금질될 수 있다. 그런 다음 튜브는 약 6% - 14%의 면적 감소를 달성하기 위해 두 번째로 냉간 인발될 수 있다. 튜브에 응력 완화를 제공하기 위해 약 15-60분 동안 약 400-600℃의 온도로 튜브를 가열하여 두 번째 열 처리를 수행할 수 있다. 그런 다음 튜브를 대략 실온으로 냉각할 수 있다.
본 발명에 따른 방법에서 사용되는 강철 조성물은 중량%로, Fe 및 불가피한 불순물 이외에:
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 - 0.0150을 포함하며, 원하는 경우 하기에 설명된 하나 이상의 선택적 원소를 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 방법의 공정 단계 및 조성을 보다 상세히 설명한다.
공정
단계 a)는 일반적으로 강철 환경을 준비하는 단계, 상기 조성물을 빌렛(billet)으로 주조하는 단계, 상승된 온도에서 빌렛을 천공하는 단계(piercing), 및 적어도 하나의 열간 압연 패스에서 상기 천공된 빌렛을 열간 압연하는 단계의 하위 단계들을 포함하며, 선택적으로 두 열간 압연 사이에 Ac3 이상의 온도로 중간 재가열하는 단계를 포함한다.
예를 들어, 본 발명에 따른 저탄소 강철 조성물의 출발 제품, 일반적으로 천공될 수 있는 강철 공장에서 주조함으로써 만든 단단한 강철 막대 또는 빌렛은 중공(hollow)(이음새가 없는) 길이의 배관으로 성형된다. 단단한 빌렛은 예를 들어 원형을 갖고 그 직경은 예를 들어 약 148mm이다. 그런 다음 단단한 빌렛을 예를 들어 Mannesmann 공정을 사용하여 가열되고 천공되고, 열간 압연 밀에서 하나 이상의 후속 열간 압연 패스에서 연속적으로 열간 압연되고 여기서 외부 직경과 벽 두께가 상당히 감소하는 동안 길이가 상당히 증가한다.
유리하게 빌렛은 1250-1300 ℃ 범위의 온도로 가열된다. 천공하는 동안 온도 차이는 50 ℃ 이하로 유지된다. 압연 감소는 바람직하게는 천공하는 동안 2 이상(RR ≥ 2%)이며, 예를 들어 천공된 중공 빌렛은 외경이 147mm이고 벽 두께가 13mm를 갖는다. 열간 압연 중공 튜브의 단면에 대한 고체 빌렛의 단면적의 비율로 측정되는 단면적 감소는 원하는 미세 조직을 달성하는 데 기여한다.
a)단계의 열간 압연은 여러 패스에 걸쳐 수행된다. 유리하게는 첫 번째 패스에서 맨드릴 압연 온도는 적어도 1150℃이다. 또한 유리하게 최종 패스를 포함하여 각 패스의 압연 감소는 3 이상(RR ≥ 3%)이다. 바람직하게는 전체 최소 단면적 감소율은 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상, 가장 바람직하게는 25% 이상이다. 예를 들어 열간 압연 튜브는 외경 42.4mm, 벽 두께 2.8mm을 갖는다.
열간 압연 공정은 중간 재가열 단계를 포함할 수 있으며, 여기서 열간 압연된 중간 제품은 Ac3 이상의 온도, 예를 들어 880℃(후술하는 조성물의 Ac3임) 이상으로 재가열된다.
열간 압연 후 열간 압연된 배관은 경질 미량 성분의 생성을 피하면서 주로 페라이트-베이나이트 미세 구조를 생성하는 적절한 냉각 속도로 정지 공기 중에서 유리하게는 대기 온도로 냉각된다. 이렇게 얻어진 중간 배관 제품은 그 길이와 둘레에 걸쳐 거의 균일한 벽 두께를 갖는다.
본 발명에 따른 방법에서, 오스테나이트화 및 느린 (공기) 냉각을 포함하는 노말라이징 처리는 열간 압연(열간 압연) 후 용광로에서 수행되거나 최종 열간 압연 패스가 노말라이징 압연(노말라이징 성형이라고도 함)으로 수행될 수 있다. 노말라이징 압연에서 최종 압연 온도는 Ar3 이상, 바람직하게는 Ar3과 결정립 조대화 온도 사이, 보다 바람직하게는 Ar3 내지 1050 ℃, 가장 바람직하게는 850-1000℃ 범위이다. 노말라이징 처리가 열간 압연 후 용광로에서 수행되는 경우, 노말라이징 온도는 Ac3 이상, 바람직하게는 Ac3와 1000 ℃ 사이에서 상(phase) 변형을 완료할 수 있는 시간 동안 수행되며, 즉 열 처리되는 배관의 전체 섹션이 이 온도 범위의 온도에 도달하도록 허용된다.
중간 배관 제품은 다양한 마무리 단계, 예를 들어 곧게 펴기, 단부 절단(end cropping), 원하는 길이로 절단 및 비파열 테스트를 거칠 수 있다. 후속 냉간 인발 공정을 준비하기 위해 길이에 맞게 절단된 튜브의 표면이 적절하게 조절된다. 일반적인 조절 단계에는 산 세척 예를 들어, 인산 아연과 스테아린산 나트륨의 조합 또는 반응성 오일과 같은 하나 이상의 윤활제를 하나 이상의 층에 적용하여 산성 용액에 담금하는 것을 포함한다.
적절하게 조절된 표면을 갖는 튜브는 후속적으로 적어도 두개의 패스를 포함하는 냉간 인발 공정을 거치며, 여기서 각각의 패스 동안에 튜브의 외경과 벽 두께가 더 줄어든다. 본 발명에 따르면 냉간 인발 공정은 냉간 인발 공정의 최종 패스 전에 중간 오스테나이징 및 담금질 단계를 포함한다. 냉간 인발 풀 사이의 상기 중간 오스테나이징 및 담금질 단계는 적어도 하나의 냉간 인발 튜브의 유리하게는 유도 가열에 의해 상기 설명된 바와 같이 Ac3 이상으로 (급격한) 가열 및, 일반적으로 800 ℃ 및 500 ℃ 사이에서 측정된, 바람직하게는 최소 50 ℃/s의 속도에서, 바람직하게는 물 담금질에 의한 급속 냉각을 포함하며, 마르텐자이트 시작(Ms) 온도 미만, 바람직하게는 100 ℃ 이하의 온도, 보다 바람직하게는 50℃ 미만에 도달할 때까지 강제 냉각을 계속하고, 그렇게 함으로써 경질 마텐자이트 미세구조를 생성하는 변형을 달성한다. 이미 언급한 바와 같이, 중간 오스테나이징 및 담금질 단계 후 바람직하게는 총 감소 면적은 적어도 10%, 바람직하게는 적어도 15%, 보다 바람직하게는 적어도 20%이다. 바람직한 실시예에서, 마지막 풀에서 면적의 감소는 적어도 10%이다(RA ≥ 10%). 유리하게는 중간 오스테나이징 및 담금질 단계는 끝에서 두 번째와 마지막 냉간 인발 풀 사이에서 수행된다. 냉간 인발 튜브의 최종 치수는 예를 들어 외경이 20 - 60mm 범위이고 벽 두께가 1 - 4mm 범위이다.
오스테나이징 및 담금질 단계 전에 중간 노말라이징 처리가 냉간 인발 공정에 포함될 수 있다.
냉간 인발 후 내부 응력 및 전위 밀도를 감소시키고 미세구조를 안정화시키기 위해 200~600℃, 예를 들어 300~600℃ 범위에서 최종 회복 열 처리를 실시한다. 최종 회복 열 처리에서, 항복강도가 상온보다 충분히 낮은 상기 범위의 온도에서 강철 배관은 응력 제거되며 강철 물질은 미세 탄화물의 석출을 촉진함으로써 회복된다. 후자는 잔류 오스테나이트의 변형을 보장하기 위해 최소 200 ℃의 최소 온도를 요구한다. 최종 회복 열 처리 온도가 600℃ 보다 높은 경우 마르텐사이트의 원치 않는 재결정화가 발생할 수 있다. 중간 오스테나이징 및 담금질 단계는, 탄소가 과포화 고용체에 존재하는 마르텐사이트 미세구조(단일 상 강철)를 생성한다. 최종 회복 열 처리 동안 탄소는 크롬 및 몰리브덴과 같은 임의의 다른 탄화물 형성 합금 원소 및 철과 결합하여 탄화물로 석출된다. 이러한 탄화물은 미세 구조를 안정화시킨다. 이들 탄화물은 또한 변형 시효에 의한 취성을 최소화하는 것으로 추정된다. 임의의 이론에 얽매이지 않고, 노화 시, 예를 들어 위에서 언급한 냉간 인발 후 담금질된 강철과 같은 템퍼링되지 않은 재료에서 고용체에 있는 다량의 탄소는 전위 주위에 매우 강한 코트렐(Cottrel) 분위기를 생성하는 것으로 여겨지며, 이 분위기는 전위의 움직임을 방해하여 취성 물질을 만든다. 본 발명에 따른 최종 회복 열 처리 결과, 전위 밀도를 감소시키고 탄화물의 석출을 촉진함으로써 이러한 불리한 현상이 발생하지 않거나 적어도 상당히 감소된 것으로 추정된다. 따라서 변형 시효로 인한 취성도 감소될 수 있다.
회복 후에 본 발명에 따라 제조된 관형 구성성분은 전형적으로 곧게 펴고 단부를 형성하는 것과 같은 마무리 작업을 거친다. 따라서 일 실시예에서 방법은 단계 c)로부터의 관형 제품, 특히 이의 단부를 냉간 성형하는 냉간 성형 단계 e)를 추가로 포함하고, 선택적으로 단계 c)로부터 회수된 관형 제품을 곧게 펴는 곧게 펴는 단계 d)가 선행된다. 이러한 종류의 변형을 적용하면 인장 강도는 동일 수준을 유지하거나 약간 증가하고 연성 값은 냉간 인발 후 담금질된 관형 제품에 비해 덜 영향을 받고 더 높게 유지되는 것으로 나타났다. 냉간 인발, 담금질 후 템퍼링된 강철 배관은 변형 시 유사한 강도 증가를 보이지만, 강도 수준은 냉간 인발 후 담금질된 관형 제품보다 낮은 정도이다.
조성물
본 발명에 따른 방법에 사용되는 강철 조성물은 바람직하게는 중량%로 Fe 및 불가피한 불순물 뿐만 아니라 하기 구성을 포함한다:
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.
바람직하게는 조성물은 (탄소)질화물의 형태로 N을 결합시키기에 충분한 양으로 하나 이상의 탄화물-, 질화물- 또는 탄소질화물-형성 원소를 포함한다. 이러한 원소의 예는 Al 외에 V, Ti 및 Nb을 포함한다. 바람직하게는 이들 원소는 식 [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N]을 만족하며, 여기서 %는 중량%이다. 노화는 주로 탄소인 간질 원소(interstitial elements)의 확산과 관련이 있지만 질소의 확산도 노화에 중요한 역할을 한다. 위의 공식은 잔류 질소가 질화물 형태로 결합하는 것을 보장한다.
추가로 조성물은 선택적 원소를 중량%로 포함할 수 있다:
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.
존재한다면 불가피한 불순물의 양은:
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 이다.
조성물의 나머지는 철(Fe)이다.
바람직하게는
[%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%; 및/또는
0.3 ≤ Ceq ≤ 0.7, 여기서
Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5 + ([%Ni]+[%Cu])/15이고, 및/또는
[%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N], 여기서 [%]는 중량%이다. 바람직하게는 강철 조성물은 상기 세 방정식을 모두 충족한다.
용접성의 관점에서 강철 조성물, 바람직하게는 저탄소 강철 조성물, 바람직하게는 (미세합금) 강철 조성물은 하나 이상의 탄화물-, 질화물- 또는 탄소질화물(carbonitride)-형성 원소를 포함하여, 결정립 미세화에 대한 (탄소)질화물 효과를 이용하기 위해 위에서 설명한 바와 같이 (탄소)질화물 형태로 N이 결합되도록 한다.
상기 조성물은 합금 원소와 관련하여 매우 희박하며, 특히 최소량의 몰리브덴 및/또는 바나듐을 필요로 하지 않는다. 상기 조성물은 Al, Nb, Ti 및 V와 같은 질화물 형성 원소와 관련하여 최소 N 함량을 보장하여, 결정립 크기 제어를 개선하기 위해 오스테나이징 중에 충분한 (탄소)질화물이 존재할 수 있도록 허용한다.
저탄소 미세합금 조성물의 개별 원소에 대하여 다음과 같이 설명한다. 괄호 안의 범위는 바람직한 범위이며 구조, 공정 및/또는 특성에 대한 비용과 유익한 효과 사이의 균형을 나타낸다.
Carbon (C): 0.04 - 0.15 (0.06 - 0.12)
C는 변형의 마지막 단계에서 매우 미세한 탄화물의 석출을 통해 강철을 강화하는 데 필요하다. 그러나 과도한 양의 탄소는 담금질 시 내부 응력이 크게 증가하여 용접이 비실용적이거나 완전히 불가능하다. 따라서 C 함량은 0.04 - 0.15, 바람직하게는 0.06 - 0.12이다.
망간(Mn): 0.90 - 1.60(1.00 - 1.40)
Mn은 다른 기능을 가진 중요한 합금 원소이다. 오스테나이트가 냉각되면 페라이트로의 오스테나이트 변형 온도를 낮추어, 노말라이징 시 핵 생성(nucleation) 대 성장 비율을 증가시켜 결국 정제된 결정립 크기를 갖게 된다. 대신 담금질 시 Mn은 물질의 경화성을 증가시켜 더 큰 섹션에서 완전한 마르텐사이트 구조를 얻도록 보장한다. 그러나 과도한 양의 Mn은 담금질 후 바람직하지 않게 많은 양의 잔류 오스테나이트를 초래할 수 있다. 또한, Mn은 입계 파열 강도를 감소시키는 것으로 알려져 있어 과도한 양은 충격인성에 영향을 미친다. 따라서 Mn 함유량은 0.90-1.60, 바람직하게는 1.00 - 1.40이다.
실리콘 (Si): 0.10 - 0.50 (0.20 - 0.35)
Si는 강철의 탈산(deoxidizing)을 위해 존재한다. 그러나 많은 양은 인성에 악영향을 미친다. 또한 Si는 결정립 경계에서 P의 편석을 강화하여 템퍼링 취성에 대한 민감도를 높인다. 따라서 Si 함량은 0.10~0.50, 바람직하게는 0.20~0.35이다.
크롬(Cr): 0.05 - 0.80(0.30 - 0.60)
Cr은 강철의 경화성(hardenability)을 높이는 데 효과적이며, 탄화물 형성제로서 연속 냉각 시 베이나이트 형성을 가능하게 한다. 매우 많은 양의 Cr은 경화 효과가 감소하고 제강(강철 제조) 비용을 불필요하게 증가시킨다. 따라서 Cr 함량은 0.05~0.80, 바람직하게는 0.30~0.60이다.
알루미늄(Al): 0.01 - 0.50(0.015 - 0.030)
Al은 탈산 원소이자 질화물 형성제이다. 충분한 탈산을 보장하고 잔류 질소를 결합할 수 있도록 최소량이 필요하다. 과도한 양은 큰 비금속 개재물(inclusions)을 초래할 수 있다. 따라서 Al 함량은 0.01~0.50, 바람직하게는 0.015~0.030이다.
질소(N): 0.0035 - 0.0150(0.006 - 0.010)
N은 한 측면에서 철강 제조에서 불가피한 잔류 원소이다. 그러나 N은 (탄소)질화물 형성 원소, 예를 들어 Al, Ti, Nb 또는 V와 함께 질화물의 석출을 촉진함으로써 결정립 크기를 제어하는데 이용될 수 있기 때문에 소량이 실제로 바람직하다. 따라서 결정립 크기 조절을 위해서는 최소한의 함량이 필요하다. 반면 자유 N(간질 고용체 내)은 시효를 증가시키고 Luders 밴드 형성을 촉진하여 결국 제품의 냉간 성형성을 감소시키므로 피해야 한다. 따라서, N 함량은 0.0035 - 0.0150, 바람직하게는 0.006 - 0.010이다. Al, Ti, Nb 및 V의 이용 가능한 결합량은 화학양론적 공식 [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N], 바람직하게는 [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ 1.1 [%N] (여기서 [%]는 중량%이다)에 따라 임의의 잔류 N을 결합시키기에 충분해야 한다.
몰리브덴 (Mo): 0 - 0.50 (0.10 - 0.20)
Mo는 강철의 경화성을 높이는 데 매우 효과적이며 강력한 탄화물 형성제로서 연속 냉각 시 베이나이트 형성을 가능하게 한다. 또한, Mo는 템퍼링에 대한 저항성을 향상시켜 인성을 향상시키고 내부 응력을 감소시키면서 원하는 강도 수준을 유지할 수 있게 한다. 많은 양의 Mo는 비용 때문에 바람직하지 않지만 Mo가 마르텐사이트 변형 온도를 낮추고 담금질 시 더 많은 양의 잔류 오스테나이트를 초래할 수 있기 때문이다. 따라서, Mo 함량은 0 - 0.50, 바람직하게는 0.10 - 0.20이다.
니켈 (Ni): 0 - 0.50 (0 - 0.20)
Ni는 오스테나이트 안정제이고 Mn과 유사하게 변형 온도를 낮추어 페라이트 결정립 크기를 미세하게 할 수 있다. Ni는 추가로 인성을 향상시킨다. 그러나 Ni는 담금질 시 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킬 수 있으므로 제한이 필요하다. 또한, Ni는 종종 비싸고 다른 방법으로도 유사한 효과를 얻을 수 있다. 따라서, Ni 함량은 0 - 0.50, 바람직하게는 0 - 0.20이다.
구리 (Cu): 0 - 0.25 (0 - 0.20)
Cu는 경화성을 약간 향상시키며 고철에서 불가피하게 발견된다. 그러나 많은 양의 Cu는 고온 부족을 일으킬 수 있으며 이것은 뜨거운 완제품의 표면 품질을 감소(거칠기 증가)시키지만 심각하고 수리할 수 없는 결함을 초래할 수도 있다. 따라서, Cu 함량은 0 - 0.25, 바람직하게는 0 - 0.20로 제한된다.
바나듐 (V): 0 - 0.40 (0 - 0.10)
V는 강력한 탄화물 및 질화물 형성제이며 담금질성 증가, 석출 경화 달성 및 오스테나이트 결정립 크기 미세화를 위해 존재한다. 정제 원소로서의 효율성은 고온에서 오스테나이트에 대한 용해도에 의해 제한된다. 따라서 V 함량은 0 - 0.20, 바람직하게는 0 - 0.10이다.
니오븀(Nb): 0 - 0.20(0 - 0.05) 및 티타늄(Ti): 0 - 0.10(0 - 0.05)은 강력한 탄화물 및 질화물 형성제이다. 이러한 역할은 오스테나이트 결정립 크기를 조절하는 V와 유사하며, 오스테나이트에 대한 용해도가 낮아 전자보다 더 효과적이다. 티타늄은 고온(약 1100 ℃ 이상)에서 Nb보다 더 효과적인 반면, Nb는 일반적으로 석출물의 미세한 분산을 가져오므로 가장 미세한 이전(prior) 오스테나이트 결정립 크기를 달성할 수 있다.
주석(Sn): 0 - 0.05(0 - 0.03), 안티몬(Sb): 0 - 0.05(0 - 0.01), 비소(As): 0 - 0.05(0 - 0.03), 납(Pb): 0 - 0.05 (0 - 0.01) 및 비스무트(Bi): 0 - 0.005.
이러한 불가피한 불순물은 강철의 인성에 악영향을 미친다. 따라서 상기 함량은 제한적이다. 유리하게는 [%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%, 여기서 [%]는 중량%이다.
인(P): 0 - 0.025, 바람직하게는 0 - 0.02, 황(S): 0 - 0.015, 바람직하게는 0 - 0.005. P와 S도 불가피한 원소이며 그 함량은 하기 설명과 같이 제한된다.
칼슘 (Ca): 0 - 0.005; REM: 0 - 0.005.
Ca 및 희토류 금속(REM)이 포함 제어에 사용될 수 있다. Ca 및 REM은 Al 및 Mg와 함께 복합 산화물을 형성한다. 이러한 복합 산화물은 더 낮은 융점을 갖는다. 부양(flotation)을 촉진하여 개재물 함량을 감소시킨다. 또한 남아 있는 비금속 개재물의 모양이 구상화되어 취성 효과가 감소한다. 이렇게 형성된 슬래그에는 대부분의 Ca, Mg가 잔존하지만, 처리 후 강철에는 Ca의 잔류량이 불가피하다.
붕소(B) 0-0.005(0-0.0005)
B는 경화성을 최대 약 0.0020%까지 증가시킨다(실제 탄소 함량에 따라 다름). 또한 붕소는 약 3.4×N을 초과하는 Ti의 작용에 의해서만 침전이 억제되는 질화붕소의 형성을 촉진함으로써 인성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다. 원하는 경화성을 달성하기 위해 의도적으로 B를 첨가할 필요는 없다. 또한, 특히 Ti 첨가가 없는 경우 최적의 인성을 보장하기 위해 B 함량을 제한해야 한다.
유리하게는 탄소 당량(IIW 공식): 0.3 ≤ Ceq ≤ 0.7 으로 측정된 경화성에 제한이 부과된다. 여기서
Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr] + [%Mo] + [%V])/5 + ([%Ni] + [%Cu])/15 이고, [%]는 중량%이다.
철강 제조 공정 및 함유량
일반적으로 철강 제조 공정은 매우 낮은 황 및 인 함량을 달성하기 위해 청정 관행 조건을 사용하여 수행된다. S 및 P의 낮은 함량은 기계적 특성, 특히 연성 및 인성을 달성하는 데 중요하다. 강철은 비금속 개재물의 양이 매우 적은 청정 관행에 따라 생산된다. 이점을 고려하여 ASTM E45 Standard-Worst Field Method(방법 A)에 따른 개재물 수준이 적용된다:
Figure pct00001
또한 청정 관행을 통해 크기가 30μm 이하인 특대형 개재물 함유량을 얻을 수 있다. 이를 고려하여 총 산소 함량은 20ppm으로 제한된다.
레이들 용광로(ladle furnace)에서 불활성 가스를 버블링하는 2차 야금의 극한 청정 관행의 예가 언급된다. 버블링된 가스는 비금속 개재물과 불순물을 액체 강철에 부유시킨다. 이러한 개재물과 불순물을 흡수할 수 있는 유동성 슬래그를 생성하고, 개재물의 크기와 형상 개질을 수정하기 위해 액체 강철에 실리콘과 칼슘을 첨가하는 것이 원하는 낮은 개재물 함유량을 가진 미세합금 저탄소 강철을 제조하는데 기여한다.
미세구조
상기에서 설명한 것과 같은 노말라이징 처리 후의 중공은 미세-결정립된 미세구조를 갖는 것이 바람직하며, 이것은 페라이트(다각형, 침상 및/또는 비데만슈테른(Wiedmanstattern)), 베이나이트, 바람직하게는 > 20 (면적) % 베이나이트, 및 펄라이트, 바람직하게 < 5%로 구성된다. 미세구조가 균질하여 주조 공정에서 불가피하게 발생하는 잔류 원소의 편석이 감소된다. 중공은 냉간 인발 튜브의 품질, 특히 기계적 특성을 보장하기 위한 우수한 변형 경화 능력을 갖는다.
본 발명에 따른 방법의 일부인 중간 오스테나이징 및 담금질 단계는 다중 패스 냉간 인발 공정에서 최종 냉간 인발 풀 전에 수행되며, 열간 압연 튜브의 미세 구조를 주로 마르텐사이트 구조로 변형시키며, 이는 마르텐사이트 및 미량의 베이나이트로 구성되며, 바람직하게는 20% 이하의 베이나이트, 및 페라이트 바람직하게는 5% 이하로 구성된다.
냉간 인발 후 회복 열 처리를 통해 얻어진 최종 미세구조는 80% 이상의 변형 경화 및 회수된 마르텐사이트 및 하부 베이나이트(lower bainite)와 소량의 조대한 베이나이트 및 페라이트, 바람직하게는 가능한 적은 양의 조대한 베이나이트 및 페라이트를 포함한다. 바람직하게는 미세구조는 90% 마르텐사이트 및 하부 베이나이트(담금질 후 및 추가 냉간 인발 전에 측정된 경도(HRC) > 27+58×[%C]에 의해 결정됨), 더 바람직하게는 95% 이상의 마르텐사이트 및 하부 베이나이트(담금질 후 및 추가 냉간 인발 전에 측정된 경도(HRC) > 29+59×[%C]로 결정됨)를 포함한다.
유리하게는 최종 미세구조의 결정립 크기 번호(ASTM E112)는 9 이상, 바람직하게는 10 이상이다. 결정립 크기 번호가 높을수록 미세구조가 더 미세하다.
특성
본 발명에 따른 방법은 다음의 기계적 특성 중 하나 이상을 갖는 관형 제품을 제조할 수 있게 한다.
항복 강도(YS): ≥ 896 MPa (130 ksi);
인장 강도(TS): ≥ 1103 MPa (160 ksi);
총 신장(A 5D): ≥ 9%;
DBTT: ≤ -60 ℃;
파열(Burst): -60 ℃에서 주로 (> 50%) 연성(ductile).
항복강도, 인장강도 및 신장은 ASTM E8에 따라 결정된다.
파열 시험은 튜브의 단부를 밀봉, 예를 들어 튜브의 단부에 평평한 강철 판 또는 플랜지(테두리)를 용접함으로써 수행하였다. 그런 다음 튜브가 파손될 때까지 적절한 유체를 사용하여 튜브에 내부 압력을 가한다. 상기 시험은 온도 조절 챔버의 원하는 온도에서 또는 유체 온도를 조절하여 수행할 수 있다.
유리하게는 생성된 제품은 상기 특성 중 적어도 두 개, 보다 바람직하게는 상기 특성 모두의 조합을 갖는다.
실시예
표 1에 나열된 미세-합금 강철 조성물은 청정 관행 하에 준비되어 직경이 약 148mm인 원형 빌렛으로 주조되었다. 상기 빌렛은 870 ℃의 온도, 즉 Ac3 이상으로 유도 가열, 천공, 중간 재가열 및 최종 연신 감소 압연과 함께 플로팅 맨드릴 기술을 사용하는 열간 압연, 냉각 및 용광로 노말라이징의 단계를 포함하는 공정을 거쳤다.
화학적 조성
조성물 A B C D E
C 0,1 0,09 0,11 0,1 0,1
Mn 1,34 1,27 1,27 1,28 1,3
Si 0,26 0,24 0,25 0,29 0,25
P 0,014 0,011 0,014 0,015 0,011
S 0,002 0,0013 0,001 0,001 0,001
Cr 0,61 0,36 0,61 0,43 0,44
Mo 0,18 0,15 0,17 0,14 0,14
Ni 0,11 0,07 0,15 0,14 0,12
Cu 0,15 0,14 0,17 0,17 0,21
V 0,1 0,063 0,1 0,06 0,06
Nb 0,002 0 0,001 0,002 0,002
Al 0,028 0,031 0,036 0,028 0,029
Ti 0,023 0 0,014 0,003 0,002
N 0,0091 0,0058 0,007 0,0088 0,0078
B 0,0004 0,0002 0,0002 0,0002 0,0005
As 0,007 0,004 0,006 0,006 0,008
Sb 0,002 0 0,0004 0,0015 0,0017
Sn 　 0,01 0,011 0,016 0,016
Pb 0,0006 0,0006 0,0004 0,0001 0,0001
Bi 0,0002 0,0002 0,0002 0,0004 0,0005
Ca 0,0014 0,0011 0,0013 0,0012 0,0011
Al/1.9 + Ti/3.4 + V/3.6 + Nb/6.6 0,0496 0,0338 0,0510 0,0326 0,0328
Ceq 0,52 0,43 0,52 0,46 0,47
Pcm 　 0,2 0,25 0,22 0,23
실시예 1(비교예)
외경(OD)이 42.4mm이고 벽 두께(WT)가 2.9mm인 조성물 A로부터 얻어진 열간 압연 중공을 30*1.85mm(OD*WT)의 크기로 2번의 풀로 냉간 인발하였다. 900-1030 ℃ 범위에서 열 처리하고 물 분무를 사용하여 담금질하였다. 이렇게 얻어진 관형 제품은 마무리 성형 작업의 효과를 시뮬레이션하기 위해 냉간 성형(맨드릴 없는 냉간 인발)에 의해 25mm의 외경(OD)으로 시뮬레이션된 변형을 거쳤다. 회복 처리는 적용되지 않았다.
실시예 2(비교예)
다른 실시예에서, 변형(맨드릴 없는 냉간 인발)의 시뮬레이션 전에 담금질 및 템퍼 열 처리를 400℃에서 수행한 것을 제외하고는 동일한 조건 하에서 유사한 공정에 따라 튜브를 제조하기 위해 동일한 조성물 A를 사용하였다.
아래 표 2는 시뮬레이션 이전에 이러한 실시예에서 얻은 제품("받은 그대로") 및 냉간 가공 후 곧게 펴는 것 및 변형(“strained”)을 시뮬레이션하는 제품에 대해 각각의 표준 ASTM E8 및 ASTM E10을 사용하여 측정한 특성을 나열한다.
실시예 1 실시예 2
HT
(받은 그대로) 		CD
(변형) 		HT
(받은 그대로) 		CD
(변형)
특성들
TS (MPa)(ksi) 1303(189) 1441
(209)		 1158
(168)		 1199
(174)
YS (MPa)(ksi) 1013(147) 1172
(170)		 1061
(154)		 1034
(150)
A 5D (%) 14 8 13 10
변형 경화K (MPa)(ksi) 1868(271) 1516
(220)
n 0.11 0.07
경도
HV 10 		429 449 387 379
파열 압력
(bar) (psi) 		1813
(26,298)		 2469
(35,810)
 1732
(25,130)
 2146
(31,126)
이들 실시예의 비교로부터 실시예 1(인발-담금질-재인발)이 신장(A 5D)의 감소를 제외하고 거의 모든 측면에서 실시예 2(인발-담금질 및 템퍼링-재인발)를 능가하는 것으로 보인다.
실시예 3(본 발명)
실시예 1에 설명된 공정에 따라 강철 조성물 B로부터 관형 제품(product)을 제조하였으나, 최종 냉간 인발 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질 처리를 통합하고 최종 냉간 인발 후 430 ℃에서 최종 회복 열 처리를 통합하였다. 오스테나이징은 950 ℃까지의 유도 가열과 5초의 담금 시간에 의해 수행된 후 외부 물 분무를 사용하여 실온으로 담금질되었다(냉각 속도 50 ℃/s 이상). 열간 압연 후 중공은 48.3 * 3.4 mm(OD*WT)로 측정되었다. 냉간 인발 제품의 최종 크기는 35*2mm였다.
얻어진 제품은 다음과 같은 야금학적 및 기계적 특성을 갖는다:
UTS: 1248 MPa (182 ksi);
YS: 1228 MPa (178 ksi);
총 신장: 10 %;
결정립 크기 번호 (ASTM E112): 13;
경도 HV10: 394;
주변 온도에서 파열: 1731 - 1738 bar (25.1-25.2 ksi);
-69 ℃에서 파열 골절 모양: > 50% 전단(shear) 면적.
실시예 4(본 발명)
실시예 1에 설명된 공정에 따라 강철 조성물 C로부터 관형 제품을 제조하였으나, 최종 냉간 인발 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질 처리를 통합하고 최종 냉간 인발 후 400 ℃에서 최종 회복 열 처리를 통합하였다. 오스테나이징은 900-1030 ℃로 유도 가열하여 수행한 다음 외부 물 분무를 사용하여 실온으로 담금질되었다(냉각 속도 50 ℃/s 이상). 열간 압연 후 중공은 38.0 * 2.9 mm로 측정되었다. 첫 번째 냉간 인발에서 29% 감소 시 중공은 34.5 * 2.25mm로 측정되었다. 26%의 감소에서 두 번째 냉간 인발 인발 후 냉간 인발 제품의 최종 크기는 30 * 1.92mm였다.
이렇게 얻어진 제품은 다음과 같은 야금학적 및 기계적 특성을 가졌다:
UTS: 1262 MPa (183 ksi);
YS: 1172 MPa (170 ksi);
총 신장: 16.8 %;
결정립 크기 번호 (ASTM E112): 11-12;
경도 HV10: 428;
주변 온도에서 파열: 평균 1972 bar (28.6 ksi);
-69 ℃에서 파열 골절 모양: > 50% 전단 면적.
실시예 5(비교예)
냉간 인발이 단일 풀을 수반한 후 담금질 단계가 수행된 것을 제외하고는 강철 조성물 D를 사용하여 실시예 1을 반복하였다. 열간 압연 후 중공은 38.1 * 2.7 mm로 측정되었다. 32% 감소에서 단일 냉간 인발 단계 후 중공은 33.2 * 2.08mm의 치수를 가졌다.
상기 제품은 다음과 같은 야금학적 및 기계적 특성을 가졌다:
UTS: 1277 MPa (183 ksi);
YS: 992 MPa (170 ksi);
총 신장: 15 %;
결정립 크기 번호 (ASTM E112): 11-12;
경도 HV10: 413.
실시예 6 (비교예)
냉간 인발이 단일 풀을 수반한 후 담금질 및 템퍼링 단계가 380 ℃에서 수행된 것을 제외하고는 강철 조성물 E를 사용하여 실시예 2를 반복하였다. 열간 압연 후 중공은 38.1 * 2.7 mm로 측정되었다. 33% 감소에서 단일 냉간 인발 단계 후 중공은 32 * 2.15 mm의 치수를 가졌다.
상기 제품은 다음과 같은 야금학적 및 기계적 특성을 가졌다:
UTS: 1084 MPa (183 ksi);
YS: 911 MPa (170 ksi);
총 신장: 13 %;
결정립 크기 번호 (ASTM E112): 11-12;
경도 HV10: N.A.
실시예 4-6의 관형 제품은 17%의 면적 감소에서 냉간 성형(맨드릴이 없는 냉간 인발)에 의해 시뮬레이션된 변형을 받았다. 아래의 표 3은 그 결과를 정리한 것으로, "받은 그대로(as-received)"는 이러한 실시예에 따라 제조된 관형 제품을 나타내고, "변형된(strained)"은 시뮬레이션된 변형 후의 관형 제품을 나타낸다.
실시예 4-6의 실험 자료
실시예 4 실시예 5 실시예 6
특성 받은 그대로 변형된 받은 그대로 변형된 받은 그대로 변형된
Rm (MPa)(ksi) 1262 (183) 1310 (190) 1277 (185) 1358 (197) 1084 (157) 1110 (161)
A5 D (%) 16.8 6.3 15 4.3 13 5
상기 표로부터 변형시 본 발명에 따른 실시예 4의 인장 강도가 실시예 6보다 높은 것으로 나타난다. 이는 또한 신장에도 적용된다. 실시예 5의 강도는 실시예 4보다 높지만, 본 발명에 따른 실시예 4의 신장 값은 받은 그대로의 관형 제품 및 변형 제품 모두에 대해 더 높다. 따라서, 본 발명에 따라 제조된 제품의 강도 및 연성 특성의 바람직한 조합은 냉각 가공시 유지되어 제품을 적절하게 마무리할 수 있게 한다.
또한, 본 발명에 따른 실시예 4의 전위 밀도는 평균 미세변형 ε을 나타내는 도 1로부터 명백한 바와 같이 실시예 5의 전위 밀도보다 상당히 낮다는 것을 발견하였다(전위 밀도 ρ는 ε2(ρ = A * <ε2> A는 물질의 상수)에 비례한다). 본 발명에서 알 수 있는 바와 같이, 전위 밀도는 실시예 5의 실시예보다 훨씬 낮다. 더욱이, 냉간 가공(= 변형)시 본 발명의 전위 밀도는 거의 동일하게 유지되는 반면, 실시예 5의 물질은 미세변형과 전위 밀도의 상당한 증가를 보였다. 전위 밀도의 증가는 경도와 강도를 증가시키지만 연성 및 인성 특성을 감소시키며, 변형이 본 발명에 따른 강철 배관의 강도 및 신장에 영향을 미치므로 실시예 5의 물질보다 다 적은 정도로 성형성에 영향을 미치는 것으로 추정할 수 있다.
에어백 팽창기 압력 용기
본 발명에 따라 제조된 이음매 없는 튜브는 길이로 절단된 다음 공지된 기술, 예를 들어 크림핑(crimping), 스웨이징(swaging) 등을 사용하여 원하는 모양으로 냉간 성형된다. 대안으로서, 본 발명에 따라 가공된 용접 튜브가 사용될 수 있다. 냉간 성형된 튜브의 각각의 단부에 단부 캡과 디퓨저가 알려진 기술 예를 들어, 마찰 용접, 아크 용접 및 레이저 용접을 사용하여 용접되어서, 에어백 팽창기 압력 용기를 생성한다.
본 발명은 또한 하기의 항들에 의해 반영이 됩니다:
1. 하기 단계를 포함하는, 강철 조성물로부터 배관을 제조하는 방법으로서, 특히 저장된 가스 팽창기 압력 용기를 제조하는 방법:
a) 적어도 하나의 열간 압연 또는 열간 성형 패스(hot forming pass)를 포함하는, 강철 조성물로부터 강철 배관(steel tubing)을 생성하는 단계;
b) 상기 강철 배관을 냉간 인발(cold-drawing process) 공정에 적용하여, 원하는 치수를 얻는 단계, 여기서 상기 냉간 인발 공정은 적어도 두 개의 풀(pulls)을 포함하며, 냉간 인발 공정의 최종 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계를 포함하고; 그리고
c) 냉간 인발 공정의 최종 풀에 연속하여, 200-600℃의 범위의 온도에서 냉간 인발된 강철 배관에 최종 회복 열 처리를 수행하는 단계,
여기서 상기 강철 조성물은
C: 0.04 - 0.15 중량%;
Mn: 0.90 - 1.60 중량%;
Si: 0.10 - 0.50 중량%;
Cr: 0.05 -0.80 중량%;
Al 0.01 - 0.50 중량%;
N 0.0035- 0.0150 중량%;
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 방법.
2. 제1항에 있어서, 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계 후 하나 이상의 풀의 총 감소 면적은 적어도 10%인, 방법.
3. 제2항에 있어서, 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계 후 하나 이상의 풀의 총 감소 면적은 적어도 15%인, 방법.
4. 제2항에 있어서, 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계 후 하나 이상의 풀의 총 감소 면적은 적어도 20%인, 방법.
5. 제1항에 있어서, 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 냉간 인발 공정의 끝에서 두 번째 및 최종 풀 사이에서 수행되는 것인, 방법.
6. 제1항에 있어서, 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 적어도 50 ℃/s의 담금질 속도에서 담금질하는 것을 포함하는, 방법.
7. 제1항에 있어서, 상기 강철 배관을 생성하는 단계 a)는 강철 조성물을 준비하는 단계, 상기 강철 조성물을 빌렛(billet)으로 주조하는 단계, 승온에서 빌렛을 천공하는(piercing) 단계, 및 적어도 하나의 열간 압연 패스에서 상기 천공된 빌렛을 열간 압연하는 단계의 하위 단계들을 포함하고, 선택적으로 두 열간 압연 패스 사이에 Ac3 이상의 온도로 중간 재가열하는 단계를 포함하는, 방법.
8. 제1항에 있어서, 각각의 열간 압연 패스에서 압연 감소는 적어도 3%인, 방법.
9. 제1항에 있어서, 단계 b)에서 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 Ac3 이상의 온도로 가열하는 것을 포함하는, 방법.
10. 제8항에 있어서, 단계 b)에서 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 880 - 1050 ℃의 범위에서 가열하는 것을 포함하는, 방법.
11. 제1항에 있어서, 상기 방법은 노말라이징 열 처리를 더 포함하며, 이것은 Ac3 이상의 온도에서 열간 압연된 배관을 가열 처리하거나 또는 Ar3 이상의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
12. 제11항에서, 상기 노말라이징 열 처리는 열간 압연 후 Ac3 및 1000 ℃ 사이의 온도에서 열간 압연된 배관을 열 처리하는 것을 포함하는, 방법.
13. 제11항에 있어서, 상기 노말라이징 열 처리는 Ar3 및 결정립 조대화 온도(grain coarsening temperature) 사이의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
14. 제13항에 있어서, 상기 노말라이징 열 처리는 Ar3 및 1050 ℃ 사이의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
15. 제13항에 있어서, 상기 노말라이징 열 처리는 850-1000 ℃ 범위의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
16. 제1항에 있어서, 단계 c)로부터 배관 제품, 특히 그의 단부를 냉간 성형하는 냉간 성형 단계 e)를 더 포함하고, 선택적으로 단계 c)로부터 회수된 배관 제품을 곧게 펴는(straightening) 곧게 펴는 단계 d)가 선행되는, 방법.
17. 제1항에 있어서, (탄소)질화물의 형태로 N을 결합시키기에 충분한 양으로 하나 이상의 탄화물-, 질화물-, 또는 탄소질화물-형성 원소를 더 포함하는, 방법.
18. 제1항에 있어서, 상기 강철 조성물은 하나 이상의 하기 선택적 원소를 더 포함하는, 방법:
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. 제1항에 있어서, 상기 불가피한 불순물은:
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 를 더 포함하는 방법.
20. 제19항에 있어서, [%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
21. 제18항에 있어서,
0.3 ≤ Ceq ≤ 0.7이고, 여기서
Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr]+[%Mo]+[%V])/ 5+([%Ni]+[%Cu])/15인, 방법.
22. 제18항에 있어서,
[%Al]/1.9 + [%Ti/3.4] + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N]이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
23. 제1항에 있어서, 상기 강철 조성물은,
C: 0.06 - 0.12 중량%;
Mn: 1.00 - 1.40 중량%;
Si: 0.20 - 0.35 중량%;
Cr: 0.30 -0.60 중량%;
Al: 0.015 - 0.030 중량%;
N: 0.006- 0.010 중량% 포함하는, 방법.
24. 제22항에 있어서,
[%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ 1.1 [%N]이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
25. 제1항에 있어서, 생성되는 배관은 하기 특성 중 하나 이상을 갖는 것인, 방법:
항복강도(yield strength)(YS): ≥ 896 MPa (130 ksi);
인장강도(TS): ≥ 1103 MPa (160 ksi);
전연신(total elongation)(A 5D): ≥ 9%;
DBTT: ≤ -60 ℃;
파열(Burst): -60 ℃에서 > 50% 연성(ductile).
27. 제1항에 있어서, 생성되는 배관은 80% 이상의 마르텐사이트(martensite) 및 하부 베이나이트(lower bainite)를 포함하는 주로 마르텐사이트 미세구조를 가지며, 나머지는 조대한 베이나이트(coarse bainite) 및 페라이트(ferrite)인, 방법.
28. 제27항에 있어서, 생성되는 배관은 90% 이상의 마르텐사이트 및 하부 베이나이트를 포함하는 주로 마르텐사이트 미세구조를 갖는 것인, 방법.
29. 제27항에 있어서, 생성되는 배관은 95% 이상의 마르텐사이트 및 하부 베이나이트를 포함하는 주로 마르텐사이트 미세구조를 갖는 것인, 방법.
30. 제27항에 있어서, 생성되는 배관은 5% 미만의 페라이트를 포함하는 주로 마르텐사이트 미세구조를 갖는 것인, 방법.
31. 제1항에 있어서, 생성되는 배관에서 결정립 크기 번호가 9 이상, 바람직하게는 10 이상인, 방법.
32. 제1항에 따라 제조된 배관의 길이를 포함하는 자동차 부품, 특히 에어백 팽창기 압력 용기.

Claims (19)

  1. 하기 단계를 포함하는 강철 조성물로부터 배관을 제조하는 방법으로서, 특히 저장된 가스 팽창기 압력 용기를 제조하는 방법:
    a) 적어도 하나의 열간 압연 또는 열간 성형 패스(hot forming pass)를 포함하는, 강철 조성물로부터 강철 배관(steel tubing)을 생성하는 단계;
    b) 상기 강철 배관을 냉간 인발(cold-drawing process) 공정에 적용하여 원하는 치수를 얻는 단계, 여기서 상기 냉간 인발 공정은 적어도 두 개의 풀(pulls)을 포함하며, 냉간 인발 공정의 최종 풀 전에 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계를 포함하고; 그리고
    c) 냉간 인발 공정의 최종 풀에 연속하여, 200-600 ℃의 범위의 온도에서 냉간 인발된 강철 배관에 최종 회복 열 처리를 수행하는 단계,
    여기서 상기 강철 조성물은
    C: 0.04 - 0.15 중량%;
    Mn: 0.90 - 1.60 중량%;
    Si: 0.10 - 0.50 중량%;
    Cr: 0.05 - 0.80 중량%;
    Al: 0.01 - 0.50 중량%;
    N: 0.0035 - 0.0150 중량%;
    Mo: 0 - 0.50 중량%;
    Ni: 0 - 0.50 중량%;
    Cu: 0 - 0.25 중량%;
    V: 0 - 0.40 중량%;
    Nb: 0 - 0.20 중량%;
    Ti: 0 - 0.10 중량%;
    B: 0 - 0.005 중량%;
    Ca: 0 - 0.005 중량%;
    As: 0 - 0.05 중량%;
    Sb: 0 - 0.05 중량%;
    Sn: 0 - 0.05 중량%;
    Pb: 0 - 0.05 중량%;
    Bi: 0 - 0.005 중량%;
    S: 0 - 0.015 중량%;
    P: 0 - 0.025 중량%;
    나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
  2. 제1항에 있어서, 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계 후 하나 이상의 풀의 총 감소 면적은 적어도 10%인, 바람직하게는 적어도 15%, 보다 바람직하게는 적어도 20%인 방법.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 냉간 인발 공정의 끝에서 두 번째 및 최종 풀 사이에서 수행되는 것인, 방법.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 적어도 50 ℃/s의 담금질 속도에서 담금질하는 것을 포함하는, 방법.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철 배관을 생성하는 단계 a)는 강철 조성물을 준비하는 단계, 상기 강철 조성물을 빌렛(billet)으로 주조하는 단계, 승온에서 빌렛을 천공하는(piercing) 단계, 및 적어도 하나의 열간 압연 패스에서 상기 천공된 빌렛을 열간 압연하는 단계의 하위 단계들을 포함하고, 선택적으로 두 열간 압연 패스 사이에 Ac3 이상의 온도로 중간 재가열하는 단계를 포함하는, 방법.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 각각의 열간 압연 패스에서 압연 감소는 적어도 3%인, 방법.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 b)에서 상기 중간 오스테나이징 및 담금질하는 단계는 Ac3 이상의 온도, 바람직하게는 880-1050 ℃의 범위에서 가열하는 것을 포함하는 방법.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 방법은 노말라이징 열 처리를 더 포함하며, 이것은 Ac3 이상의 온도에서 열간 압연된 배관을 가열 처리하거나 또는 Ar3 이상의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
  9. 제8항에 있어서, 상기 노말라이징 열 처리는 열간 압연 후 Ac3 및 1000 ℃ 사이의 온도에서 열간 압연된 배관을 열 처리하는 것을 포함하는, 방법.
  10. 제8항에 있어서, 상기 노말라이징 열 처리는 Ar3 및 결정립 조대화 온도(grain coarsening temperature) 사이의 온도, 바람직하게는 Ar3 및 1050 ℃ 사이의 온도, 보다 바람직하게는 850-1000 ℃ 범위의 온도에서 최종 열간 압연 패스에서 노말라이징 압연을 하는 것을 포함하는, 방법.
  11. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 단계 c)로부터 배관 제품, 특히 그의 단부를 냉간 성형하는 냉간 성형 단계 e)를 더 포함하고, 선택적으로 단계 c)로부터 회수된 배관 제품을 곧게 펴는(straightening) 곧게 펴는 단계 d)가 선행되는, 방법.
  12. 제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, [%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
  13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
    0.3 ≤ Ceq ≤ 0.7이고, 여기서
    Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5 +([%Ni]+[%Cu])/15, 및/또는
    [%Al]/1.9 + [%Ti/3.4] + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N]이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
  14. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철 조성물에서,
    C: 0.06 - 0.12 중량%;
    Mn: 1.00 - 1.40 중량%;
    Si: 0.20 - 0.35 중량%;
    Cr: 0.30 -0.60 중량%;
    Al: 0.015 - 0.030 중량%;
    N: 0.006- 0.010 중량%인 방법.
  15. 제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ 1.1 [%N]이고, 여기서 [%]는 중량%인, 방법.
  16. 제1항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 생성되는 배관은 하기 특성 중 하나 이상을 갖는 것인, 방법:
    항복강도(yield strength)(YS): ≥ 896 MPa (130 ksi);
    인장강도(TS): ≥ 1103 MPa (160 ksi);
    전연신(total elongation)(A 5D): ≥ 9%;
    DBTT: ≤ -60 ℃
    파열(Burst): -60 ℃에서 > 50% 연성(ductile);
    여기서 YS, TS 및 A 5D은 ASTM E8에 따라 결정되며, 바람직하게는 상기 특성 중 적어도 두 개의 조합, 보다 바람직하게는 상기 특성 모두를 갖는다.
  17. 제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 생성되는 배관은 80% 이상의 마르텐사이트(martensite) 및 하부 베이나이트(lower bainite)를 포함하는 주로 마르텐사이트 미세구조를 가지며, 나머지는 조대한 베이나이트(coarse bainite) 및 페라이트(ferrite)이며, 바람직하게는 90% 이상의 마르텐사이트 및 하부 베이나이트, 보다 바람직하게는 95% 이상의 마르텐사이트 및 하부 베이나이트, 및 바람직하게는 5% 미만의 페라이트를 포함하는, 방법.
  18. 제1항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서, 생성되는 배관에서 결정립 크기 번호(ASTM E112)가 9 이상, 바람직하게는 10 이상인 방법.
  19. 제1항 내지 제18항 중 어느 한 항에 따라 제조된 배관의 길이를 포함하는 자동차 부품, 특히 에어백 팽창기 압력 용기.



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