TW202210637A - 由一鋼組合物製造高強度鋼管及其組件的方法 - Google Patents

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Abstract

一種由一明確界定的鋼組合物製造管的方法，特別是用於一儲存氣體充氣機壓力容器，該方法包括以下步驟： a）由包括至少一個熱軋或熱成型道次的一鋼組合物，生產一鋼管； b）對該鋼管進行一冷抽製程，以獲得所期望的尺寸，其中該冷抽製程包括至少兩次抽拉以及在該冷抽製程的最終抽拉之前的一中間沃斯田鐵化及淬火步驟； c）之後，在200-600°C範圍內的一溫度下，對經冷抽之該鋼管實施一最終回復熱處理。

Description

由一鋼組合物製造高強度鋼管及其組件的方法
本發明涉及一種由一鋼組合物（像是一微合金低碳鋼組合物）製造高強度鋼管及其管狀組件的方法。根據本發明所製造的一鋼管，特別適合用於製造汽車約束系統的組件，像是汽車安全氣囊充氣機組件。
汽車工業不斷尋求提高車輛效率，其中考慮到減少燃料消耗，開發具有一提升燃油效率及輕量化的引擎扮演著重要角色。輕量化可以藉由縮減零件厚度（但不危及強度及安全要求）來實現。如今，先進高強度鋼可提供高強度密度比，但它們需要昂貴的合金化及製造週期。因此，該工業不斷尋找有成本競爭力的新型高強度鋼產品，以實現傑出的最終特性。
本發明涉及由一鋼組合物製成的管及管狀組件，該鋼組合物具有能藉以達到該輕量化目標的經改進或至少足夠的強度、延性及韌性特性，特別是可用作一安全氣囊充氣機的一管狀構件。
EP2078764A1（住友金屬工業株式會社）已公開一種用於一安全氣囊蓄壓器的無接縫鋼管。此鋼管可以藉由正火熱處理來製造，而無需淬火及回火。該鋼管具有至少850 MPa的抗拉強度及在-20°C下的抗破裂性。該鋼管的組成包括（按質量百分比）碳（C）：0.08-0.20％、矽（Si）：0.1-1.0％、錳（Mn）：0.6-2.0％、磷（P）：0.025％以下、硫（S）：0.010％以下、鉻（Cr）：0.05-1.0%、鉬（Mo）：0.05-1.0%、鋁（Al）：0.002-0.10%，且含有選自鈣（Ca）：0.0003-0.01%、鎂（Mg）：0.0003-0.01%及稀土金屬（REM）：0.0003-0.01%中之至少一種，以及選自鈦（Ti）：0.002-0.1%及鈮（Nb）：0.002-0.1%中之至少一種，其碳當量（Ceq）（根據以下公式定義： Ceq = C + Si/24 + Mn/6 +（Cr + Mo）/5 +（Ni + Cu）/ 15 ）是在0.45-0.63的範圍內。其冶金結構是肥粒鐵及變韌鐵的一混合結構。
WO2005/035800A1（Lopez等人）一般性公開一種低碳合金鋼管及其一製造方法，其中該鋼管基本上的組成為（按重量百分比）約0.06-0.18％的碳；約0.5-1.5%的錳；約0.1%-0.5%的矽；最高約0.015%的硫；最高約0.025%的磷；最高約0.50%的鎳（Ni）；約0.1-1.0%的鉻；約0.1-1.0%的鉬；約0.01%-0.10%的釩（V）；約0.01-0.10%的鈦；約0.05-0.35%的銅（Cu）；約0.010-0.050%的鋁；最高約0.05%的鈮；最高約0.15%的殘留元素；以及餘量為鐵（Fe）及伴隨雜質。該鋼管的一製造程序包括以下後續的步驟：煉鋼、鑄鋼、管熱軋、熱軋中空的精整操作、冷抽、包括淬火及回火（在冷抽後）的熱處理、以及額外的冷抽後管精整操作。所產生的鋼管具有1000 MPa或更高的抗拉強度，因此具有高破裂強度。
WO2007/113642A2（Lopez等人）公開一種由一類似低碳合金鋼組合物製成的管，以及其一種改進的製造程序，該程序包括在冷抽後的一快速感應沃斯田鐵化/高速淬火步驟，較佳為不進行一回火熱處理。
現在已經發現，根據Lopez的這些習知技術程序所製造的管子，不是以犧牲延性為代價，而具備強度，就是表現出延性，但強度等級較低──特別是在實施管精整操作（像是矯直及冷加工）之後。
本發明的一主要目的，是提供具有改進特性的鋼管，特別是在強度及延性的組合方面，更具體地，其中在實施精整操作時（像是矯直及鋼管端部冷成型的應變），鋼管的強度及延性特性組合得以維持或至少受到較少的影響。
本發明的另一個目的，是由一可銲接的鋼組合物，提供該種一鋼管，這是考慮到典型上包含一銲接步驟的汽車組件的製造程序，像是安全氣囊充氣機的壓力容器。
現在，本發明人已經發現由一特定鋼組合物來製造鋼管的一新穎製造程序，可藉以提供強度及延性特性的有利組合。
根據本發明由一鋼組合物製造鋼管的方法（特別是用於一安全氣囊充氣機壓力容器的鋼管），明定於請求項1。
該方法包括以下步驟： a）   由如下所述包括至少一個熱軋或熱成型道次的一鋼組合物，生產一鋼管； b）   對該鋼管進行一冷抽製程，以獲得所期望的尺寸，其中該冷抽製程包括至少兩次抽拉以及在該冷抽製程的最終抽拉之前的一中間沃斯田鐵化及淬火步驟； c）   在該冷抽製程的最終抽拉之後，在200-600°C範圍內的一溫度下，對經冷抽之該鋼管實施一最終回復熱處理。
在根據本發明方法的步驟 b）中，在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟，將經至少一次冷抽之該鋼管加熱到至少Ac3的溫度，以促進一細晶粒微結構，該加熱通常是在幾秒鐘的一時距內進行快速加熱（像是感應加熱），然後在該最終抽拉前進行淬火，如此可確保產生一主要為麻田散鐵的微結構（該微結構具有經冷抽之該鋼管的充分應變硬化能力），且之後藉由一次或多次冷抽拉，以施加充分的應變硬化變形，從而實現優異的強度特性。
本發明人發現，不同製造方法的管狀產品之間，對強度及延性特性的敏感度，存在一顯著差異。
經冷抽然後淬火的一管狀產品（亦即，未經進一步熱處理或冷抽）可實現高強度，但在應變時會有顯著的延性損失。該等管狀產品不會在淬火後直接使用，而是典型上會再進行進一步操作──特別是矯直及邊緣冷成型──從而將該等管狀產品轉變成完全精整的成品，用以（例如）組裝到汽車安全氣囊充氣機。這兩種操作都涉及熱處理後的一冷變形，以引起該鋼管產品的微結構轉變，最顯著的是藉由增加位錯數量，從而導致硬度增加，但同時也導致延性及韌性降低。此種脆化會因老化而加劇，如在250°C下1小時的實驗室模擬所示（該模擬被認為可代表在室溫下數月以上的老化）。老化會促進間隙碳（即固溶體中的碳）在這些錯位處累積，從而削弱進一步的延性變形。固溶體中的碳越多，以及錯位密度越高，則脆化效應越惡劣。
經冷抽、淬火然後回火的一管狀產品（亦即，未經進一步冷抽），比起經冷抽然後淬火的管狀產品，對應變（及老化）後延性損失的敏感度較低，但強度特性也較低 。淬火後的回火處理，藉由促進微結構轉變（像是碳化物析出及錯位回復），來減少內部微應變，並從而緩解內應力，在一定程度上起到恢復延性及韌性特性的作用。
比起經冷抽、淬火然後回火的鋼管，根據本發明的經冷抽、中間沃斯田鐵化然後淬火、再冷抽及回復的一管狀產品，能實現更高強度，並且比起經冷抽然後淬火的管狀產品，其延性程度受到較少的影響，特別是在應變（矯直及冷成型；特別是對端部實施該處理）之後。其冷抽製程的最終抽拉後的在200-600℃範圍內（像是300-600℃）的回復處理，足以確保碳化物的均勻析出。該回復處理是藉以提高可成型性。此外，在回復處理後在低許多的一溫度下所實施的任何熱處理，對該微結構的影響微乎其微。在本發明中也假定對老化的敏感度被抑制，該敏感度與自由間隙元素（主要為碳 ）的擴散有關。
因此，比起經冷抽然後淬火的管狀產品，根據本發明所生產的管狀產品具有類似的高強度（甚至更高）及良好的伸長特性，但對應變造成的延性損失的敏感度低上許多。比起經冷抽、淬火然後回火的管狀產品，根據本發明所生產的管狀產品，在回復處理及回火處理的同等溫度下，具有高許多的強度及類似的伸長特性。由於此等更高的強度特性，因此可使用更小壁厚的管狀組件，從而得以在最終應用中使用重量更輕的組件。
在根據本發明的方法中，在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟之後，實施至少一次冷抽拉。較佳地，在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟後的一次或多次抽拉的總減少面積至少為10％，較佳為至少15％，更佳為至少20％，藉以確保在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟後充分的應變硬化。例如，該中間沃斯田鐵化及淬火步驟後的總面積減少20%，可以藉由一倒數第二次抽拉的面積減少10%及最終抽拉的面積減少11%來實現。在一個較佳的具體實施例中，該中間沃斯田鐵化及淬火步驟係在步驟b）之冷抽製程的倒數第二次與最終抽拉之間進行。然後，有利地，在該冷抽製程的最終抽拉中，按面積減少量所測得的變形至少為10％，較佳為至少15％，更佳為至少20％。
在此要注意的是，EP2650389A2（Tenaris Connections B.V）已公開可用於採礦的鋼管及鋼棒的製造方法，這些鋼管及鋼棒旨在實現高耐磨性及高衝擊韌性，同時維持良好的尺寸公差。EP2650389A2中的鋼組合物，包含約0.18-0.32 wt.%的碳、約0.3-1.6 wt.%的錳、約0.1-0.6 wt.%的矽、約0.005-0.08 wt.%的鋁、約0.2-1.5 wt.%的鉻、約0.2-1.0 wt.%的鉬，其餘為鐵及雜質。其中的鋼管可以在一第一次冷抽操作中進行冷抽，以使面積減少約15%-30%，然後進行熱處理至一沃斯田鐵化溫度（介於在AC3以上約50°C及在AC3以上低於約150°C之間），然後以至少20°C/秒的速度淬火至約室溫。然後該鋼管可以進行第二次冷抽，以使面積減少約6%-14%。可藉由將該鋼管加熱至約400-600°C的一溫度約15-60分鐘，來實施一第二次熱處理，以釋放鋼管的應力。然後可以將該鋼管冷卻至約室溫。
根據本發明的方法中所使用的鋼組合物，除鐵及不可避免的雜質之外，包括（按重量百分比(wt.%)）： 碳（C）:  0.04 - 0.15; 錳（Mn）: 0.90 - 1.60; 矽（Si）: 0.10 - 0.50; 鉻（Cr）: 0.05 -0.80; 鋁（Al）：     0.01 - 0.50; 氮（N）：      0.0035 - 0.0150
以及（視需要而定）如下所述可選元素中的一項或多項。
以下針對根據本發明的方法，更詳細說明其製程步驟及組合物資訊。
步驟 a）典型上包括以下子步驟：製備該鋼組合物，鑄造該鋼組合物成一小鋼胚，在升高的溫度下刺穿該小鋼胚，以及以至少一個熱軋道次將刺穿的該小鋼胚進行熱軋，可視需要地在兩個熱軋道次之間包括一中間再加熱步驟，以加熱至Ac3以上的一溫度。
例如，根據本發明，由一低碳鋼組合物所製成的一起始產品──典型上為藉由在鋼廠中鑄造製成的可刺穿的一實心鋼條或小鋼胚──經成形為一中空（無接縫）長度的管。該實心小鋼胚具有（例如）一圓的外型，直徑為（例如）約148 mm。然後將該實心小鋼胚加熱並刺穿（例如使用曼聶斯曼法），然後在一熱軋機中以一次或多次的後續熱軋道次進行熱軋，在此過程中外徑及壁厚實質減小，長度則實質增加。
有利地，將該小鋼胚加熱到1250-1300℃範圍內的一溫度。在刺穿過程中，將溫差維持在50°C或更低。在刺穿過程中，軋縮量較佳為2以上（RR ≥ 2%），例如刺穿後的該中空小鋼胚外徑為147 mm，壁厚為13 mm。該剖面積減少量（即衡量該實心小鋼胚剖面積與經熱軋該中空鋼管剖面積的比率）有助於實現所期望的一微結構。
步驟a）中的熱軋，分幾個道次實施。有利地，一第一道次中的心軸軋製溫度為至少1150℃。還有利地，每一道次（包括最終一個道次）的軋縮量為3以上（RR ≥ 3%）。較佳地，剖面積減少總量最小為15%以上，較佳為20%以上，最佳為25%以上。例如，經熱軋的該鋼管外徑為42.4 mm，壁厚為2.8 mm。
該熱軋製程可包括一中間再加熱步驟，其中將經熱軋的該中間產品再加熱至Ac3以上的一溫度，像是880℃（即以下所述組合物的Ac3溫度）或更高。
在熱軋後，在一合適的冷卻速率下（該速率可導致主要為肥粒鐵-變韌鐵的一微結構，同時可避免產生硬微成分），有利地在靜止空氣中，將經熱軋的該鋼管冷卻至環境溫度。由此獲得的中間鋼管產品，在其全部長度及周圍具有大致均勻的壁厚。
在根據本發明的方法中，包含沃斯田鐵化及緩（空氣）冷卻的一正火處理，可以在熱軋後於一爐中進行，或者最終熱軋道次可以作為正火軋製（也稱為正火成型）進行。在正火軋製中，終軋溫度在Ar3以上，較佳為在Ar3與晶粒粗化溫度之間，更佳為在Ar3與1050℃之間，最佳為在850–1000°C的範圍內。若正火處理是在熱軋後於一爐中進行，則正火溫度在Ac3以上，較佳為在Ac3與1000℃之間，歷時一段時間，以完成相變，亦即讓受熱處理的全段鋼管達到此溫度範圍內的一溫度。
該中間鋼管產品可以對其實施各種精整步驟，例如矯直、端部修剪、切割至一所需長度及非破壞性檢測。
為了後續冷抽製程做準備，對切割成一定長度的該鋼管進行適當的表面調整。典型的調整步驟包含酸洗（例如浸入一酸溶液中），以及塗抹一種以上的潤滑劑（像是磷酸鋅及硬脂酸鈉的組合或一反應性油）一層以上。
將經適當表面調整之該鋼管，後續實施包括至少兩道次的一冷抽製程，其中在每一道次中，該鋼管的外徑及壁厚進一步縮減。根據本發明，該冷抽製程包含在該冷抽製程的最終道次之前的一中間沃斯田鐵化及淬火步驟。冷抽拉之間的此中間沃斯田鐵化及淬火步驟，包括將經過至少一次冷抽的該鋼管，（快速）加熱（有利地藉由感應加熱）至Ac3以上的溫度（如前文所說明），並予以快速冷卻（有利地藉由水淬），較佳為在至少50°C/s的一速率（通常在800°C與500°C之間測量），繼續強制冷卻直到達到低於麻田散鐵起始（martensite start，Ms）溫度的一溫度，較佳為低於100°C或更低，更佳為低於50°C，從而實現產生一硬麻田散鐵微結構的一轉變。如已提過的，較佳地在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟後的總減少面積，至少為10％，較佳為至少15％，更佳為至少20％。在一較佳的具體實施例中，在最終抽拉中面積減少至少10％（RA ≥ 10％）。有利地，該中間沃斯田鐵化及淬火步驟係在倒數第二次與最終冷抽拉之間進行。經冷抽之該鋼管的最終尺寸為（例如）外徑在20-60 mm的範圍內，壁厚在1-4 mm的範圍內。
在該沃斯田鐵化及淬火步驟之前，可以在該冷抽製程中加入一中間正火處理過程。
在冷抽後，在200-600℃的範圍內（例如300-600℃）進行一最終回復熱處理，以降低內應力及錯位密度，並穩定該微結構。在該最終的回復熱處理中，該鋼管在上述範圍內的一溫度下釋放應力（在該溫度下降伏強度充分地低於在環境溫度下），鋼材則藉由促進精細碳化物的析出來進行回復。後者要求的最低溫度至少為200°C，以確保殘留沃斯田鐵的轉變。若該最終回復熱處理的溫度高於600°C，可能會發生非期望的麻田散鐵再結晶。該中間沃斯田鐵化及淬火步驟已經產生一麻田散鐵微結構（單相鋼），其中碳存在於過飽和固溶體中。在該最終回復熱處理過程中，碳與鐵及任何其他碳化物結合，形成合金元素，像是鉻及鉬，並以碳化物析出。這些碳化物穩定該微結構。這些碳化物也假定會將應變老化所引起的脆化降至最低。不受任何理論的束縛，相信在老化時，固溶體中的大量碳，例如未回火材料（像是上述經冷抽然後淬火的鋼）中的大量碳，會在錯位周圍產生非常強的柯特雷耳氣層，這些氣層會防礙錯位的移動，導致材料脆化。作為根據本發明的最終回復熱處理的結果，藉由降低錯位密度及促進碳化物析出，這種不利現象假定不會發生，或至少會有相當程度地減少。因此，也可以減少由於應變老化而引起的脆化。
在回復後，根據本發明所製造的管狀組件，典型上會對其進行精整操作，例如矯直及端部成型。因此，在一具體實施例中，該方法進一步包括一冷成型步驟 e），將來自步驟c）的該管狀產品冷成型，特別是其端部；步驟 e）可視需要地在矯直來自步驟 c）中所回復之該管狀產品的一矯直步驟d）之後 。已經發現，在施加這種應變時，比起經冷抽然後淬火的管狀產品，前述經冷成型的該管狀產品的抗拉強度保持在相同程度或略微增加，且其延性值受到的影響較小，而保持在較高程度。經冷抽、淬火然後回火的一鋼管，在應變時也顯示類似的強度增加情形，不過比起經冷抽然後淬火的管狀產品，強度等級較低，且增加幅度也較低。
根據本發明的方法中所使用的鋼組合物，除鐵及不可避免的雜質之外，較佳地包括（按重量百分比(wt.%)）： 碳（C）:  0.04 - 0.15; 錳（Mn）: 0.90 - 1.60; 矽（Si）: 0.10 - 0.50; 鉻（Cr）: 0.05 -0.80; 鋁（Al）: 0.01 - 0.50; 氮（N）:  0.0035 - 0.0150.
較佳地，該組合物包括一個或多個可形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，其含量足以以（碳）氮化物的形式結合氮（N）。除了鋁（Al）之外，這些元素的例子還包含釩（V）、鈦（Ti）和鈮（Nb）。較佳地，這些元素滿足以下方程式： [%Al]/1.9 + [%Ti/3.4] + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N]，其中 [%] 是重量百分比。老化與間隙元素（主要為碳）的擴散有關，但氮的擴散也對老化起作用。上述方程式確保殘留氮以氮化物的形式結合。
此外，該組合物可包括以下可選元素（按重量百分比）： 鉬（Mo）:  0 - 0.50; 鎳（Ni）:   0 - 0.50; 銅（Cu）:   0 - 0.25; 釩（V）:    0 - 0.40; 鈮（Nb）:  0 - 0.20; 鈦（Ti）:    0 - 0.10; 硼（B）:    0 - 0.005. 鈣（Ca）:   0 - 0.005.
若存在不可避免的雜質，其含量為： 砷（As ）:  0 - 0.05; 銻（Sb）:   0 - 0.05; 錫（Sn）:   0 - 0.05; 鉛（Pb）:   0 - 0.05; 鉍（Bi）:   0 - 0.005; 硫（S）:     0 - 0.015; 磷（P）:     0 - 0.025.
該組合物中的其餘成分是鐵（Fe）。
有利地 [%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%; 及/或 0.3 ≤ 碳當量(Ceq) ≤ 0.7，其中 Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr]+[%Mo]+[%V])/ 5+([%Ni]+[%Cu])/15, 及/或 [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N]，其中 [%] 是重量百分比。較佳地，該鋼組合物滿足所有三個方程式。
該鋼組合物較佳為一低碳鋼組合物（考慮到可銲性），且較佳為其內包括一個或多個可形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素的一（微合金）鋼組合物，以確保氮以（碳）氮化物形式的結合，藉以發揮（碳）氮化物對晶粒細化的影響，如上所說明。
此組合物在合金元素方面需要不多，特別是它不需要一最小量的鉬及/或釩。該組合物能確保與鋁、鈮、鈦、釩等氮化物形成元素相應的一最小氮含量，使沃斯田鐵化過程中得以存在足夠的（碳）氮化物，從而改善晶粒度控制。
關於該低碳微合金組合物中的個別元素，其相關說明如下。括號中所載範圍表示較佳範圍，且係考量該等個別元素的成本與其對結構、製程及/或特性的有益影響，從中取得之平衡結果。
碳（C）：0.04 - 0.15 (0.06 - 0.12)
碳是必需的，藉在最終轉變階段析出極細碳化物來強化鋼；然而，過量的碳會在淬火時導致內應力大幅增加，從而導致銲接不切實際或全無可能。因此，碳含量為0.04-0.15，較佳為0.06-0.12。
錳（Mn）：0.90 - 1.60 (1.00 - 1.40)
錳是一種重要的合金元素，具有不同的功能。在沃斯田鐵冷卻時，它會降低沃斯田鐵變成肥粒鐵的轉變溫度：因此，在正火時，它會增加成核與生長的速率，並最終導致細化的晶粒度。相反地，在淬火時，錳會提高鋼料的硬化能，確保能在更大區段上獲得一完全麻田散鐵結構。然而，過量的錳可能會導致淬火後不期望的大量殘留沃斯田鐵。此外，已知錳會降低晶間斷裂強度，因此過量會影響衝擊韌性。因此，錳含量為0.90-1.60，較佳為1.00-1.40。
矽（Si）：0.10 - 0.50 (0.20 - 0.35)
矽的存在是為了使鋼脫氧。然而大量的矽會對韌性有不利影響。此外，矽藉由增強在晶界處的P偏析，來增加對回火脆化的敏感度。因此，矽含量為0.10-0.50，較佳為0.20-0.35。
鉻（Cr）：0.05 - 0.80 (0.30 - 0.60)
鉻對提高鋼的硬化能是有效的，且（作為一碳化物形成元素）可在連續冷卻時讓變韌鐵得以形成。非常高量的鉻會在硬化效果上有弱化現象，且會不必要地增加煉鋼成本。因此，鉻含量為0.05-0.80，較佳為0.30-0.60。
鋁（Al）：0.01 - 0.50 (0.015 - 0.030)
鋁是一種脫氧元素及氮化物形成元素。需要最小量的鋁，以確保充分脫氧，並讓殘餘氮得以結合。過量可能會導致大量非金屬夾雜物。因此，鋁含量為0.01-0.50，較佳為0.015-0.030。
氮（N）：0.0035 - 0.0150 (0.006 - 0.010)
就某方面而言，氮是煉鋼中一不可避免的殘留元素。然而，事實上少量的氮是期望的，因為氮可以藉由促進具有（碳）氮化物形成元素（例如鋁、鈦、鈮或釩）的氮化物的析出，來控制晶粒度。因此，需要最小含量的氮來控制晶粒度。另一方面，需要避免游離氮（在間隙固溶體中），因為它會增加老化效果並促進呂德斯帶的形成，從而最終降低產品的冷成型性。因此，氮含量為0.0035-0.0150，較佳為0.006-0.010。鋁（Al）、鈦（Ti）、鈮（Nb）、釩（V）的可用組合量必需充足，以結合任何殘留的氮（N）；其所需數量根據以下化學計量方程式： [%Al]/1.9+[%Ti]/3.4+[%V]/3.6+[%Nb]/6.6≥[%N]，較佳為 [%Al]/1.9+[%Ti]/3.4+[%V]/3.6+[%Nb]/6.6≥1.1[%N]，其中 [%] 為重量百分比。
鉬（Mo）：0 - 0.50 (0.10 - 0.20)
鉬對提高鋼的硬化能是非常有效的，且作為一強碳化物形成元素，鉬可在連續冷卻時讓變韌鐵得以形成。此外，鉬也會增強抗回火性，藉以在提高韌性及降低內應力的同時，得以維持一期望的強度程度。基於成本考量，但也因為鉬會降低麻田散鐵轉變溫度，且在淬火時可能會導致大量殘留沃斯田鐵，所以不期望用大量的鉬。因此，鉬含量為0-0.50，較佳為0.10-0.20。
鎳（Ni）：0 - 0.50 (0 - 0.20)
鎳是一種沃斯田鐵穩定劑，而且由於能以類似於錳的方式降低轉變溫度，所以能細化肥粒鐵晶粒度。此外，鎳也能改善韌性。然而，鎳可能會在淬火時增加殘留沃斯田鐵的量，因此需要限制含量。此外，鎳通常很昂貴，而且可以藉由其他方式獲得與鎳類似的效果。因此，鎳含量為0-0.50，較佳為0-0.20。
銅（Cu）：0 - 0.25 (0 - 0.20)
銅能略微改善硬化能，且不可避免地存在於廢鋼中。然而，大量的銅可能會產生熱脆性；這會降低熱精軋產品的表面品質（增加粗糙度），也可能導致嚴重且無法修復的缺陷。因此，銅含量限為0-0.25，較佳為0-0.20。
釩（V）：0 - 0.40 (0 - 0.10)
釩是一種強碳化物及氮化物形成元素，且其存在可提高硬化能，實現析出硬化，以及細化沃斯田鐵晶粒度。由於其在較高溫度下可溶於沃斯田鐵中，因此其作為細化元素的效果有限。因此，釩含量為0-0.20，較佳為0-0.10。
鈮（Nb）：0-0.20（0-0.05）、鈦（Ti）：0-0.10（0-0.05）都是強碳化物及氮化物形成元素。它們在控制沃斯田鐵晶粒度的作用上與釩相似，且由於它們在沃斯田鐵中的低溶解度，因此比釩更有效。鈦在較高溫度下（約1100°C以上）會比鈮更有效，但鈮通常會導致更精細的析出物分散，因此可以實現最精細的原沃斯田鐵晶粒度。
錫（Sn）：0-0.05（0-0.03）、銻（Sb）：0-0.05（0-0.01）、砷（As）：0-0.05（0-0.03）、鉛（Pb）：0-0.05（0-0.01）、鉍（Bi）：0-0.005 。
這些不可避免的雜質會對鋼的韌性產生負面影響。因此，它們的含量受限。有利地，[%Sn]+[%Sb]+[%Pb]+[%As]+[%Bi]≤0.10%，其中[%]是重量百分比。
磷（P）：0-0.025，較佳為0-0.02，硫（S）：0-0.015，較佳為0-0.005。磷、硫也是不可避免的元素，它們的含量受限，如下所述。
鈣（Ca）：0-0.005；稀土金屬（REM）：0-0.005
鈣和稀土金屬可用於控制夾雜物。鈣及稀土金屬與鋁及鎂形成複合氧化物。這些複合氧化物的熔點較低。它們可促進浮選，從而導致夾雜物含量減少。此外，殘留非金屬夾雜物的形狀變成球狀，因而減少其脆化效應。雖然大部分的鈣、鎂會留在這樣形成的爐渣中，但在處理後的鋼中仍不可避免會有鈣的殘餘量。
硼（B）：0-0.005 (0-0.0005)
硼可將硬化能提高至最多約0.0020%（取決於實際碳含量）。但硼也可能會因促進氮化硼的形成（其析出僅會因超過約3.4×氮的鈦的作用而受到抑制），而對韌性產生負面影響。要實現所期望的硬化能，不一定非得刻意添加硼；為確保最佳韌性，甚至應該限制硼的含量（尤其是在未添加鈦的情況下）
有利地，也對按碳當量（Ceq）測得的硬化能（IIW公式）施加限制：0.3≤Ceq≤0.7，其中 Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr] + [%Mo] + [%V])/5 + ([%Ni] + [%Cu])/15，其中 [%] 是重量百分比。
典型上，煉鋼製程是在潔淨條件下進行，以實現非常低的硫、磷含量。硫和磷的低含量對實現機械特性，特別是延性及韌性，具有重要意義。
在潔淨條件下生產鋼，可確保非金屬夾雜物的含量非常低。有鑑於此，有利地採用根據ASTM E45標準最差視場法（Worst Field Method）（方法A）的夾雜物等級：
夾雜物類型 薄 厚
     
A 0.5 1
B 1.5 1
C 0 0
D 1.5 0.5
     
此外，潔淨條件可藉以獲得尺寸為30 µm或者更小的超大尺寸夾雜物含量。有鑑於此，總氧含量限於20 ppm。
作為二次冶金中極潔淨條件的一示例，向盛鋼桶精煉爐吹入惰性氣體。吹入的惰性氣體會迫使非金屬夾雜物及雜質漂浮在液態鋼上。生產能夠吸收這些夾雜物及雜質的流體爐渣，以及將矽及鈣添加至液態鋼，以改變夾雜物的尺寸及形狀，有助於製備具有所期望低夾雜物含量的一微合金低碳鋼。
上述可選的正火處理後所產生的中空，較佳為具有由肥粒鐵（多邊形、針形及/或有魏德曼花紋）、變韌鐵（較佳為＞20 (面積) %的變韌鐵）及波來鐵（較佳為＜5%）所組成的一細晶粒微結構。該微結構是均勻的，以減少鑄造製程中不可避免的殘餘元素偏析。該中空具有良好的應變硬化能力，以確保經冷抽之該鋼管的品質，特別是其機械特性。
作為根據本發明的方法的一部分，在該多道次冷抽製程中的最終冷抽拉之前所進行的中間沃斯田鐵化及淬火步驟，將經冷抽的熱軋後該鋼管的微結構，轉變為一主要是麻田散鐵的結構，該結構是由麻田散鐵組成，並含有少量變韌鐵（較佳為等於或少於20%的變韌鐵）及肥粒鐵（較佳為等於或少於5%）。
藉由冷抽後的最終回復熱處理所實現的最終微結構，包括80%或更多的經應變硬化及回復後的麻田散鐵和下變韌鐵，以及少量粗變韌鐵及肥粒鐵，較佳為粗變韌鐵及肥粒鐵的含量越低越好。較佳地，該微結構包含90%麻田散鐵及下變韌鐵（由硬度（HRC）＞27+58×[%C]確定；在淬火後及進一步冷抽前測量），更佳為包含95%或更多的麻田散鐵及下變韌鐵（由硬度（HRC）＞29+59×[%C]確定；在淬火後及進一步冷抽前測量）。
有利地，該最終微結構的晶粒度號數（ASTM E112）為9或更高，較佳為10或更高。晶粒度號數越高，微結構越細。
根據本發明的方法，可製造具有以下一種或多種機械特性的管狀產品： 降伏強度（YS）：         ≥ 896 MPa （130 ksi）； 抗拉強度（TS）：         ≥ 1103 MPa （160 ksi）； 總伸長率（A 5D）：            ≥ 9%； 延脆轉換溫度（DBTT）：   ≤ - 60 °C； 破裂：                      在 -60 °C下主要具有延性（＞ 50%）。 前述降伏強度、抗拉強度及伸長率是根據ASTM E8確定。
所涉破裂試驗實施時，先對管端進行密封（例如將扁平鋼板或凸緣銲接至管端）。然後，使用一合適的流體對該管施加一內部壓力，直到該管破壞為止。該試驗可以在溫度調節室中以所期望的溫度來實施，或者藉由調節流體溫度來實施。
有利地，所獲得之產品較佳為具有至少兩個上述特性的組合，更佳為所有上述特性的組合。
表1中列出的微合金鋼組合物是在潔淨條件下所製備，並鑄造成直徑約為148 mm的一圓形小鋼胚。此小鋼胚經過以下步驟的製程處理：感應加熱至溫度870°C（即高於Ac3）、刺穿、熱軋（使用浮動心軸技術，並經中間再加熱及最終張力減徑軋製）、冷卻及爐正火。
表1.     化學組合物
組合物 A B C D E
碳（ C ） 0,1 0,09 0,11 0,1 0,1
錳（ Mn ） 1,34 1,27 1,27 1,28 1,3
矽（ Si ） 0,26 0,24 0,25 0,29 0,25
磷（ P ） 0,014 0,011 0,014 0,015 0,011
硫（ S ） 0,002 0,0013 0,001 0,001 0,001
鉻（ Cr ） 0,61 0,36 0,61 0,43 0,44
鉬 （ Mo ） 0,18 0,15 0,17 0,14 0,14
鎳（ Ni ） 0,11 0,07 0,15 0,14 0,12
銅（ Cu ） 0,15 0,14 0,17 0,17 0,21
釩（ V ） 0,1 0,063 0,1 0,06 0,06
鈮（ Nb ） 0,002 0 0,001 0,002 0,002
鋁（ Al ） 0,028 0,031 0,036 0,028 0,029
鈦（ Ti ） 0,023 0 0,014 0,003 0,002
氮（ N ） 0,0091 0,0058 0,007 0,0088 0,0078
硼（ B ） 0,0004 0,0002 0,0002 0,0002 0,0005
砷（ As ） 0,007 0,004 0,006 0,006 0,008
銻（ Sb ） 0,002 0 0,0004 0,0015 0,0017
錫（ Sn ）   0,01 0,011 0,016 0,016
鉛（ Pb ） 0,0006 0,0006 0,0004 0,0001 0,0001
鉍（ Bi ） 0,0002 0,0002 0,0002 0,0004 0,0005
鈣（ 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
碳當量 ( Ceq) 0,52 0,43 0,52 0,46 0,47
冷裂敏感指數 ( Pcm)   0,2 0,25 0,22 0,23
示例1 （比較的）
如此由組合物A獲得的熱軋中空，具有42.4mm 的外徑及 2.9 mm的壁厚，經兩次冷抽拉後，成為30*1.85 mm（外徑*壁厚）的尺寸，然後在900–1030°C的範圍內進行熱處理，再使用水噴霧進行淬火。以此獲得的管狀產品，經藉由以冷成型模擬的應變（無心軸冷抽），成為外徑25 mm，以模擬精整成型操作的效果。不施加一回復處理。
示例2 （比較的）
在另一示例中，相同的組合物A也被用於在相同的條件下、根據一類似的製程來製造一個管，不同的是在模擬應變（無心軸冷抽）之前，在400°C下實施一淬火及回火熱處理。
下表2就模擬前這些示例中所獲得的產品（「原樣」）以及以冷加工模擬矯直及應變後的產品（「經應變」），列出這些產品按相應的ASTM E8及ASTM E10標準測量的特性。
表2
  示例1 示例2
  HT （原樣） CD （經應變）   HT （原樣） CD （經應變）  
特性            
抗拉強度 ，單位 MPa （ksi） 1303 (189) 1441 (209)   1158 (168) 1199 (174)  
降伏強度，單位MPa （ksi） 1013 (147) 1172 (170)   1061 (154) 1034 (150)  
總伸長率，單位% 14 8   13 10  
應變硬化 強度係數（K）， 單位 MPa （ksi） 1868 (271)     1516 (220)    
應變硬化指數（n） 0.11     0.07    
硬度 HV 10 429 449   387 379  
破裂壓力 ，單位 bar （psi） 1813 (26,298) 2469 (35,810)     1732 (25,130)   2146 (31,126)    
從這些示例的比較來看，示例1（抽-淬火-再抽）除了伸長率（A 5D）較為降低外，幾乎在所有方面都優於示例2（抽-淬火及回火-再抽）。
示例3（發明）
根據示例1所述的製程，但在最終冷抽拉前加入一中間沃斯田鐵化及淬火處理，並在最終冷抽後加入在430°C下的一最終回復熱處理，藉以由鋼組合物B製成一管狀產品。沃斯田鐵化是藉由感應加熱至950°C及5秒的均熱時間來進行，而後藉使用一外部水噴霧（冷卻速率超過50°C/s）淬火至室溫。經熱軋後，該管的中空尺寸測量結果為48.3*3.4 mm（外徑*壁厚）。經冷抽後該產品的最終尺寸為35*2 mm。
所獲得的產品具有以下冶金及機械特性： 極限抗拉強度:  1248 MPa (182 ksi); 降伏強度:   1228 MPa (178 ksi); 總伸長率： 10 %； 晶粒度號數 （ASTM E112）：  13； 硬度 HV10 ： 394； 環境溫度下的破裂： 1731 - 1738 bar （25.1-25.2 ksi）； -69 °C下的破裂斷裂外觀： ＞ 50% 剪斷面。
示例4（發明）
根據示例1所述的製程，但同樣也在最終冷抽拉前加入一中間沃斯田鐵化及淬火處理，並在最終冷抽後加入在400°C下的一最終回復熱處理，藉以由鋼組合物C製成一管狀產品。沃斯田鐵化是藉由感應加熱至900-1030 °C來進行，而後藉使用一外部水噴霧（冷卻速率超過50°C/s）淬火至室溫。經熱軋後，該管的中空尺寸測量結果為38.0*2.9 mm。在第一次冷抽拉中減少29%的情形下，中空尺寸測量結果為34.5*2.25 mm。在減少26%的第二次冷抽拉後，經冷抽的該產品的最終尺寸為30*1.92 mm。
所獲得的產品具有以下冶金及機械特性： 極限抗拉強度:  1262 MPa (183 ksi); 降伏強度:  1172 MPa (170 ksi); 總伸長率： 16.8 %； 晶粒度號數 （ASTM E112）： 11-12； 硬度 HV10 ：      428； 環境溫度下的破裂：平均 1972 bar（28.6 ksi）； -60 °C下的破裂斷裂外觀： ＞ 50% 剪斷面。
示例5 （比較的）
以鋼組合物D重複示例1的方法，不同的是其中的冷抽涉及一單次抽拉，之後實施該淬火步驟。經熱軋後，該管的中空尺寸測量結果為38.1*2.7 mm。在減少32%的該單次冷抽步驟後，中空的尺寸為33.2*2.08 mm。
該產品具有以下冶金及機械特性： 極限抗拉強度:  1277 MPa (183 ksi); 降伏強度:   992 MPa (170 ksi); 總伸長率： 15 %； 晶粒度號數（ASTM E112）：  11-12； 硬度 HV10 ： 413；
示例6 （比較的）
以鋼組合物E重複示例2的方法，不同的是該冷抽涉及一單次抽拉，之後在380°C下實施淬火及回火。經熱軋後，該管的中空尺寸測量結果為38.1*2.7 mm。在減少33%的該單次冷抽步驟後，中空的尺寸為32*2.15 mm。
該產品具有以下冶金及機械特性： 極限抗拉強度:  1084 MPa (183 ksi); 降伏強度:   911 MPa (170 ksi); 總伸長率： 13 %； 晶粒度號數（ASTM E112）：  11-12； 硬度 HV10 ： N.A.
示例4-6中的管狀產品，經藉由以冷成型模擬的應變（無心軸冷抽），面積減少17%。下方表3總結結果，其中「原樣」表示根據這些示例所製造的管狀產品，「經應變」表示模擬應變後的管狀產品。
表3      示例4-6實驗數據
  示例4 示例5 示例6
特性 原樣 經應變 原樣 經應變 原樣 經應變
抗拉強度，單位 MPa （ksi） 1262 (183) 1310 (190) 1277 (185) 1358 (197) 1084 (157) 1110 (161)
總伸長率，單位 % 16.8 6.3 15 4.3 13 5
從此表可看出，在應變時，根據本發明的示例4的抗拉強度高於示例6的抗拉強度。這也適用於伸長率。儘管示例5的強度高於示例4的強度，但根據本發明的示例4的伸長率值，無論是原樣的管狀產品或經應變的產品都更高。因此，根據本發明所製造的產品，其強度及延性特性的有利組合在冷加工時得以維持，因而使該產品得以適當地精整。
此外，已經發現，根據本發明的示例4中的錯位密度，顯著低於示例5的錯位密度；這可從圖1明顯看出，該圖顯示平均微應變ε（注意，錯位密度ρ與ε2 成正比(ρ =A*〈ε2 〉，其中A是一材料的常數)）。從本發明中可以看出，其錯位密度遠低於示例5的具體實施例。此外，在冷加工（=應變）時，本發明中的錯位密度幾乎保持不變，而示例5的鋼材則顯示微應變 ──因此錯位密度亦──顯著增加。錯位密度的增加，會提高硬度及強度，但會降低延性及韌性特性。可以假定應變會影響根據本發明的鋼管的強度和伸長率，因此與示例5的鋼材相比，其在本發明中對可成型性的影響程度較小。
根據本發明所製造的一無接縫鋼管，被切割成一定長度，然後使用已知技術（例如壓接、型鍛等）進行冷成型，使其成為所期望的一形狀。作為一替代，可以使用根據本發明加工處理的經銲接的一鋼管。使用已知技術（例如摩擦銲接、電弧銲接及雷射銲接），將一端帽及一擴散器銲接到經冷成型該鋼管的每一端，從而生產一安全氣囊充氣機壓力容器。
圖1顯示本案示例之平均微應變ε。

Claims (19)

  1. 一種由一鋼組合物製造管的方法，特別是用於一儲存氣體充氣機壓力容器，該方法包括以下步驟： a）由包括至少一個熱軋或熱成型道次的一鋼組合物，生產一鋼管； b）對該鋼管進行一冷抽製程，以獲得所期望的尺寸，其中該冷抽製程包括至少兩次抽拉以及在該冷抽製程的最終抽拉之前的一中間沃斯田鐵化及淬火步驟； c）在該冷抽製程的最終抽拉之後，在200-600°C範圍內的一溫度下，對經冷抽之該鋼管實施一最終回復熱處理， 其中該鋼組合物包括（按重量百分比(wt.%)）， 碳（C）:    0.04 - 0.15; 錳（Mn）: 0.90 - 1.60; 矽（Si）:    0.10 - 0.50; 鉻（Cr）:  0.05 - 0.80; 鋁（Al）:   0.01 - 0.50; 氮（N）:    0.0035 - 0.0150; 鉬（Mo）: 0 - 0.50; 鎳（Ni）:   0 - 0.50; 銅（Cu）:  0 - 0.25; 釩（V）:    0 - 0.40; 鈮（Nb）:  0 - 0.20; 鈦（Ti）:   0 - 0.10; 硼（B）:    0 - 0.005; 鈣（Ca）:  0 - 0.005. 砷（As ）:  0 - 0.05; 銻（Sb）:  0 - 0.05; 錫（Sn）:  0 - 0.05; 鉛（Pb）:  0 - 0.05. 鉍（Bi）:   0 - 0.005; 硫（S）:    0 - 0.015; 磷（P）:    0 - 0.025; the remainder being Fe and inevitable impurities. 其餘為鐵（Fe）及不可避免的雜質。
  2. 如請求項1所述的方法，其中在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟後的一次或多次抽拉所減少的總面積至少為10％，較佳為至少15％，更佳為至少20％。
  3. 如請求項1或請求項2所述的方法，其中該中間沃斯田鐵化及淬火步驟係在該冷抽製程的倒數第二次與最終抽拉之間進行。
  4. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中在該中間沃斯田鐵化及淬火步驟中包括在至少50℃/s的一淬火速率下淬火。
  5. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中生產一鋼管的步驟 a）包括以下子步驟：製備該鋼組合物，鑄造該組合物成一小鋼胚，在升高的溫度下刺穿該小鋼胚，以及以至少一個熱軋道次將刺穿的該小鋼胚進行熱軋，可視需要地在兩個熱軋道次之間包括一中間再加熱步驟，至高於Ac3的一溫度。
  6. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中每一熱軋道次的軋縮量為至少3％。
  7. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中在步驟 b）中，該中間沃斯田鐵化及淬火步驟包括加熱至高於Ac3的一溫度，較佳地在880-1050℃的範圍內。
  8. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中該方法進一步包括一正火熱處理，其包括在熱軋後以高於Ac3的一溫度熱處理經熱軋之該鋼管，或以高於Ar3的一溫度在該最終熱軋道次中正火軋製。
  9. 如請求項8所述的方法，其中該正火熱處理包括熱軋後在Ac3與1000℃之間的一溫度下熱處理經熱軋之該鋼管。
  10. 如請求項8所述的方法，其中該正火熱處理包括以在Ar3與晶粒粗化溫度之間的一溫度在該最終熱軋道次中正火軋製，較佳地在Ar3與1050℃之間，更佳地在850–1000°C的範圍內。
  11. 如前述請求項中任一項所述的方法，其進一步包括一冷成型步驟 e），將來自步驟c）的該管狀產品冷成型，特別是其端部，步驟 e）可視需要地在矯直來自步驟 c）中所回復之該管狀產品的一矯直步驟d）之後。
  12. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中 [%Sn] + [%Sb] + [%Pb] + [%As] + [%Bi] ≤ 0.10%，其中 [%] 是重量百分比。
  13. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中 0.3 ≤ 碳當量（Ceq） ≤ 0.7，其中 Ceq = [%C] + [%Mn]/6 + ([%Cr]+[%Mo]+[%V])/ 5+([%Ni]+[%Cu])/15, \及/或 [%Al]/1.9 + [%Ti/3.4] + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ [%N] ，其中 [%] 是重量百分比。
  14. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中在該鋼組合物中（按重量百分比(wt.%)）， 碳（C）:    0.06 - 0.12; 錳（Mn）: 1.00 - 1.40; 矽（Si）:    0.20 - 0.35; 鉻（Cr）:  0.30 -0.60; 鋁（Al）:   0.015 - 0.030; 氮（N）:    0.006- 0.010.
  15. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中 [%Al]/1.9 + [%Ti]/3.4 + [%V]/3.6 + [%Nb]/6.6 ≥ 1.1 [%N]，其中 [%] 是重量百分比。
  16. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中所獲得之該鋼管具有以下一個或多個特性： 降伏強度（YS）：             ≥ 896 MPa （130 ksi）； 抗拉強度（TS）：       ≥ 1103 MPa （160 ksi） ； 總伸長率（A 5D）：         ≥ 9%； 其中降伏強度、抗拉強度及總伸長率是根據ASTM E8確定 延脆轉換溫度（DBTT）： ≤ - 60 °C； 破裂：                    在 -60°C下的延性＞ 50%； 較佳為至少兩個上述特性的組合，更佳為所有上述特性的組合。
  17. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中所獲得之該鋼管主要具有一麻田散鐵微結構，其包括80 %或更高的麻田散鐵及下變韌鐵，其餘為粗變韌鐵及肥粒鐵，較佳為大於或等於90 %的麻田散鐵及下變韌鐵，更佳為95 %或更高的麻田散鐵及下變韌鐵，且較佳為小於5 %的肥粒鐵。
  18. 如前述請求項中任一項所述的方法，其中晶粒度號數（ASTM E112）在所獲得之該鋼管為9或更高，較佳為10或更高。
  19. 一種汽車組件，特別是一安全氣囊充氣機壓力容器，其包括如前述請求項中任一項所製造的一段鋼管。
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