WO2004104255A1 - エアバックシステム用鋼管とその製造方法 - Google Patents

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WO2004104255A1
WO2004104255A1 PCT/JP2004/007228 JP2004007228W WO2004104255A1 WO 2004104255 A1 WO2004104255 A1 WO 2004104255A1 JP 2004007228 W JP2004007228 W JP 2004007228W WO 2004104255 A1 WO2004104255 A1 WO 2004104255A1
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tube
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Yuji Arai
Kunio Kondo
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe having high tensile strength of 1000 MPa or more and high toughness and suitable for an airbag system.
  • the invention also relates to a method for producing such a steel pipe.
  • the present invention relates to a steel pipe for an airbag system having high strength and high toughness that does not exhibit a brittle fracture even when an internal pressure burst test is performed at a temperature of 140 ° C or even 180 ° C for a thin-walled steel pipe. It relates to a manufacturing method. Background art
  • an airbag system which deploys an airbag between the occupant and the occupant with gas or the like before the occupant collides with a steering wheel instrument panel or the like in the event of a collision. It absorbs the kinetic energy of the body to reduce injury.
  • the latter type of airbag system holds the deployment gas at high pressure in a steel tube, commonly called an accumulator.
  • an accumulator In the event of a collision, the gas in the accumulator is blown out into the airbag at once.
  • stress is applied to the steel pipe used as a high-pressure gas accumulator for deployment in a very short time at a large strain rate.
  • steel pipes used as accumulators for airbag systems are required to have high dimensional accuracy, workability, and weldability. High strength and excellent burst resistance are also required.
  • a steel pipe for an airbag system suitably used for an accumulator and a method for producing the same are described in, for example, JP-A-10-140238, JP-A-10-140249, JP-A-10-140250, JP-A-10-140283, JP-A-10-140283. — 212549, JP-A-2002-294339, JP-A-11-119929, JP-A-2001-49343, and JP-A-2002-194501.
  • the technologies described in each of the above publications are intended for high-strength and high-toughness airbag system steel pipes, they aim at a tensile strength of 590 MPa or more. Was only 947 MPa at most.
  • the present invention provides a steel pipe suitable for use in a high strength, high toughness airbag system (ie, for an airbag system accumulator).
  • the steel pipe can satisfy various characteristics required in the above-mentioned current situation.
  • the present invention also provides a method for producing such a steel pipe.
  • the steel pipe In order to provide a steel pipe for an airbag system having high tensile strength and excellent burst resistance, which can sufficiently cope with a high accumulator pressure and a thin steel pipe, the steel pipe has the following characteristics. Was found to be necessary.
  • burst resistance is important. This is demonstrated by the fact that the crack does not propagate along the entire length of the steel pipe. Such burst resistance is also demonstrated in the internal pressure burst test at -80 ° C. Is more desirable.
  • the steel pipe suitable for an air bag system (for Aki Yumure evening formation of air bag system), the mass 0/0, C: 0.05 ⁇ 0.20% , Si: 0.1 ⁇ 1.0%, P : 0.025% or less, S: 0.010% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, A1: 0.10% or less, and an amount of ⁇ and / or Mn satisfying the following formulas (1) and (2).
  • the balance has a steel composition consisting of iron and impurities (where the symbol of the element means mass% of the element).
  • This steel pipe has a tensile strength of 1000 MPa or more.
  • the steel composition further contains one or more of Mo: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 1.5%, V: 0.01 to 0.2%, and B: 0.0003 to 0.005%. It is good.
  • This steel composition is one of Cu: 0.05-0.5% and Nb: 0.003-0.1%.
  • the steel composition may further contain one or more of Ca: 0.0003 to 0.01%, Mg: 0.0003 to 0.01%, and REM: 0.0003 to 0.01%.
  • a method of manufacturing a steel pipe for an airbag system includes: forming a steel pipe having a predetermined size from a steel having the above steel composition by a method including pipe making and subsequent cold working; Thereafter, it involves heating the cold-worked steel pipe to a temperature above the Ac, transformation point, then quenching, and then tempering at a temperature below the Ac 1 transformation point.
  • the cold worked steel pipe is heated to a temperature of 3 or more Ac, more preferably in the range of 900-1000 ° C.
  • This heating is preferably performed by rapid heating at a rate of temperature rise of 10 ° CZ seconds or more, for example, high-frequency induction heating.
  • the subsequent quenching is preferably performed at a temperature range of at least 850 to 500 ° C at a cooling rate of 20 ° C / sec or more.
  • New it is possible to produce a steel pipe having a fine grain structure with a grain size of 11 or more after quenching (the larger the number, the finer the grain size).
  • Such steel pipes exhibit extremely good burst resistance, with no significant crack growth observed even at -80 ° C internal pressure burst tests.
  • Each of the above-listed patent publications has a steel composition according to the present invention that satisfies the above formulas (1) and (2), and has a high strength of 1000 MPa or more and 100% ductility at 140 ° C. There is no disclosure of a material that satisfies both the characteristics of high fracture toughness.
  • the tensile strength of typical steels disclosed in these patent publications is shown in Fig. 2 in relation to the value of (Mn + 40XTO).
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the tensile strength in the circumferential direction of the steel pipe and vTrslOO, and
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the numerical value of (Mn + 40 ⁇ Ti) and the tensile strength in the circumferential direction of the steel pipe of the steel disclosed in the examples of the present invention and the above-mentioned patent publication. DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  • the steel pipe for an airbag system has the specific steel composition described above, and this steel composition has a Ti and ⁇ content satisfying the following equations (1) and (2).
  • the content of either Ti or Mn may be 0%.
  • Carbon (C) is an element that is inexpensively effective in increasing the strength of steel. If the content is less than 0.05%, it is difficult to obtain a desired tensile strength of 1000 MPa or more, while if it exceeds 0.20%, workability and weldability are reduced. A preferred range of the C content is 0.08 to 0.20%, and a more preferred range is 0.12 to 0.17%.
  • Gay element (Si) is an element that not only has a deoxidizing effect, but also enhances the hardenability of steel and improves its strength. In consideration of these effects of Si, the content is set to 0.1% or more. However, if the content exceeds 1.0%, the toughness decreases. The preferable range of the Si content is 0.2 to 0.5%.
  • Phosphorus (P) causes a decrease in toughness due to grain boundary bias. In particular, when the content exceeds 0.025%, the toughness is significantly reduced.
  • the P content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • Eo (S) decreases the toughness of the steel pipe, especially in the T direction, that is, the circumferential direction of the steel pipe. In particular, if the content exceeds 0.010%, the toughness of the steel pipe in the T direction is significantly reduced.
  • the S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • Chromium (Cr) is an effective element for increasing the strength and toughness of steel. If the content is less than 0.05%, it is difficult to obtain a strength of 1000 MPa. However, if the content exceeds 1.0%, the toughness of the welded joint is reduced. A preferable range of the Cr content is 0.2 to 0.8%, and a more preferable range is 0.4 to 0.7%.
  • A1 0.10% or less
  • Aluminum (A1) has a deoxidizing effect and is an effective element for improving toughness and workability. However, if the content of A1 exceeds 0.10%, the occurrence of ground flaws becomes remarkable. Since the A1 content may be at the impurity level, the lower limit is not particularly defined, but is preferably 0.005% or more. The preferred range of the A1 content is 0.005 to 0.05%.
  • the A1 content in the present invention refers to the content of acid-soluble A1 (so-called “sol.Al”). Refers to the quantity.
  • the content of Mn and Ti must satisfy the above formulas (1) and (2). Adjust as follows.
  • Titanium ( ⁇ ) may or may not be added to the steel composition of the present invention.
  • the content should be 0.02% or less to satisfy the equation (1).
  • the lower limit is not specified and includes the case of impurity level.
  • Ti is an element that has a deoxidizing effect when added. In addition, it has a strong affinity for N and is stable as a 'nitride at high temperatures. Therefore, it suppresses crystal grain growth during hot rolling and contributes to improvement in toughness. In order to obtain such an effect, it is preferable that the content of Ti is 0.003% or more. However, if the Ti content exceeds 0.02%, the toughness is rather reduced. Therefore, when Ti is added, the content is preferably set to 0.003 to 0.02%.
  • Manganese (Mn) has a deoxidizing effect and is an effective element for improving the hardenability of steel to improve strength and toughness, so it can be contained up to 1.2%. If the content is less than 0.20%, sufficient strength and toughness may not be obtained, so the Mn content is preferably set to 0.20% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, MnS becomes coarse and may expand during hot rolling, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the content of Mn is preferably 0.20 to 1.0%, more preferably 0.4 to 0.8%.
  • the content of Ti and Mn is adjusted so as to satisfy the above formula (If the value of ( ⁇ + 40 ⁇ ) is less than 0.4% or more than 1.2%, desired high strength and / or high toughness can be obtained.
  • the value of (Mn + 40xTi) is preferably 0.6% or more and 1.0% or less.
  • one of Mo, NCu, V, Nb, B, Ca, Mg and REM may be added to the steel composition of the steel pipe according to the present invention within the range described below. Can be.
  • Mo molybdenum
  • Ni nickel
  • B boron
  • V vanadium
  • Mo also has the effect of increasing strength through solid solution strengthening and precipitation strengthening. Although the action of Mo can be obtained even when the content is at the impurity level, it is preferable to set the content of Mo to 0.05% or more in order to obtain the effect more remarkably. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the weld is hardened and the toughness is reduced. Therefore, the content of Mo when added is preferably 0.05 to 0.50%, more preferably 0.1 to 0.35%.
  • Ni also has the effect of further increasing toughness. Although the action of Ni can be obtained even when the content is at the impurity level, in order to obtain the effect more remarkably, it is preferable that the content of ⁇ ⁇ be 0.05% or more. However, ⁇ is an expensive element, and if the content exceeds 1.5%, the cost will increase significantly. Therefore, the content of Ni when added is preferably 0.05 to 1.5%, more preferably 0.1 to 1.0%.
  • the content of B is preferably 0.0003% or more.
  • the content of B when added is preferably 0.0003 to 0.005%.
  • a more preferable range of the B content is 0.0003 to 0.002%.
  • V also has the effect of increasing the strength by precipitation strengthening. Such an effect of V is effective when it is contained at 0.01% or more, but when it exceeds 0.2%, toughness is reduced. Therefore, the content of V when added is preferably 0.01% to 0.2%. A more preferable range of the V content is 0.03 to 0.10%.
  • the Cu content is preferably set to 0.05% or more, more preferably 0.1%.
  • Cu lowers the hot workability of steel. Therefore, when Cu is contained, it is better to include ⁇ to ensure the hot workability. If the Cu content exceeds 0.5%, good hot workability may not be ensured even when Ni is added in combination with Ni. Therefore, the content of Cu when added is preferably 0.05 to 0.5%.
  • the Nb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.13%. 005% or more.
  • the content of Nb when added is preferably 0.003 to 0.1%.
  • the more preferable range of the Nb content is 0.003 to 0.03%, and the still more preferable range is 0.005 to 0.02%.
  • calcium (Ca), magnesium (Mg) and rare earth metal elements (REM) must be used. It may be contained as an optional component.
  • All of these elements have the effect of improving the anisotropy of toughness and increasing the T-direction toughness of the steel pipe, thereby further improving the burst resistance.
  • This effect can be obtained even when the content is at the impurity level, but in order to obtain the effect more remarkably, it is preferable that the content of each element is 0.0003% or more. However, if any of these elements exceeds 0.01%, the inclusions will form a cluster and the problem of ground flaws will occur. Therefore, when these elements are added, the content is preferably 0.0003 to 0.01%, more preferably 0.0005 to 0.003%.
  • a seamless steel pipe or a welded pipe is manufactured from steel whose chemical composition is adjusted as described above. From the viewpoint of reliability, a seamless steel pipe is preferable.
  • the method for producing seamless steel pipes and welded pipes is not particularly limited.
  • the seamless steel pipe or the welded pipe manufactured as described above is cold-worked under conditions selected so as to impart a predetermined dimensional accuracy and surface properties to the steel pipe.
  • the method of cold working is not limited as long as predetermined dimensional accuracy and surface properties can be obtained. Examples of useful cold working include cold drawing and cold rolling.
  • the working ratio of the cold working does not need to be particularly specified, but it is preferable that the working ratio be 3% or more in terms of a reduction in area.
  • An intermediate softening heat treatment may be applied before cold working in order to reduce the working force of cold working.
  • the steel pipe is subjected to a heat treatment to ensure the required tensile strength and to increase the T-direction toughness and ensure the burst resistance.
  • a high strength of at least 1000 MPa in tensile strength steel pipe, in order to and a ⁇ Baichi strike resistance was quenched after heating to A C l or more variable state point temperature, then, A C l transformation point Perform tempering at the following temperature.
  • the heating temperature is preferably set to a temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point in the austenitic region.
  • Heating for a long time at high temperature increases the scale generated on the surface of the steel pipe, lowers the dimensional accuracy and surface properties, and lowers the ballasting resistance. After heating, it is preferable to hold for a short time.
  • This rapid heating is preferably performed at a heating rate of 10 ° C./sec or more.
  • Such rapid heating can be achieved, for example, by high-frequency induction heating or direct current heating, but the heating means is not particularly limited.
  • a preferred heating means is high frequency induction heating.
  • the preferred heating temperature is in the range of 900-1000 ° C, most preferably in the range of 900-960 ° C. At a lower heating temperature of 900, complete austenitization during brief heating may not be possible, and normal tissue may not be obtained. If the heating temperature exceeds 1000 ° C, the grain size may become coarse and the toughness may decrease.
  • the heating atmosphere when heating to a temperature above the Ac, transformation point is preferably an environment with as low an oxygen potential as possible from the viewpoint of suppressing the generation of surface scale. It is more preferable that the atmosphere has an original atmosphere.
  • Cooling after heating to a temperature of not less than the Ac i transformation point, preferably not less than the Ac 3 transformation point, is performed by quenching (specifically, 850 to 500) in order to stably and reliably obtain a desired tensile strength of 1000 MPa or more.
  • quenching specifically, 850 to 500
  • the cooling rate is at least 20 ° C / sec.
  • Such rapid cooling can be realized by water quenching or the like.
  • Is quenched is cooled to room temperature near the steel pipe is tempered at A C l transformation point temperature to provide the desired 1000 MPa or more tensile strength and ⁇ Baichi strike resistance.
  • This tempering does not change the grain size. When the tempering temperature exceeds the Ac, transformation point, it becomes difficult to obtain the above characteristics stably and reliably.
  • This tempering is preferably performed by maintaining the temperature in a temperature range of 450 to 700 ° C for 10 minutes or more. After tempering, the bend may be appropriately corrected with a straightener or the like.
  • a fixed length was cut out from each steel pipe, and cut at room temperature in the length direction of the pipe to develop.
  • a Charpy impact test was performed using a V-notch Charpy test specimen with a width of 2.5 thighs specified in JIS Z 2002 collected from the deployed tube in the T direction.
  • a tensile test was performed using a No. 11 test piece specified in JIS Z 2201 sampled from the T direction in accordance with the metal material tensile test method specified in JiS Z2241.
  • Table 2 and Fig. 1 show the relationship between the lower limit temperature (hereinafter referred to as vTrslOO) at which the obtained ductile fracture rate of 100% can be obtained and the bow I tensile strength.
  • VTrs lOO tended to increase with increasing tensile strength.
  • the tensile strength exceeded 1000 MPa, but the vTrs lOO greatly exceeded 140 ° C.
  • the tensile strength is not less than 1000 MPa.
  • VTrslOO satisfied — 40 ° C.
  • the steel pipe finished by cold drawing was heated to 920 ° C in a normal walking beam furnace, held at that temperature for 10 minutes, water quenched, and then, as in Example 1. Heating was performed for 30 minutes at a temperature below the Ac, point for tempering in a normal walking beam furnace.
  • Each of the heat-treated steel pipes was subjected to a tensile test, a Charpy impact test, and a burst test.
  • the Charpy impact test was performed in the same manner as in Example 1 using a V-notch Charpy test specimen with a specified width of 2.5 mm in JIS Z 2202 taken from the circumferential direction (T direction) of the steel pipe developed at room temperature.
  • the toughness was evaluated by vTrs lOO.
  • the tensile test was performed according to the metal material tensile test method specified in JIS Z2241, using a No. 11 test piece specified in JIS Z2201 sampled in the same manner as the Charpy test piece.
  • a seamless steel pipe having the composition shown in Table 3 was produced in the same manner as in Example 2 except that the heat treatment conditions were changed.
  • Example 2 a steel pipe finished by drilling, hot rolling and cold center processing as described in Example 2 was heated at a heating rate of about 20 ° C / sec using a high-frequency induction heating device. Heated to 920 ° C. After the temperature of the tube reached 920 ° C, induction heating was maintained for 5 seconds. Thereafter, water quenching was performed in the same manner as in Example 2, and then heating was performed for 30 minutes for tempering in a normal walking beam furnace.
  • Example 2 For each steel pipe, the grain size of the steel was examined by the JIS G0551 Bechet-Beaujard method. The bow I tension and vTrs were measured in the same manner as in Example 2. The internal pressure burst test was performed in the same manner as in Example 1, except that the test was conducted at a temperature of _80 ° C instead of 140 ° C, and evaluated based on the presence or absence of cracks that had propagated to either end of the bursted steel pipe. did. Table 4 also shows these results.
  • the steel composition contains Mo, Ni, V, and B
  • the hardenability is better than when it is not, so that a homogeneous quenched and tempered structure is easily obtained, and the balance between strength and toughness is excellent, so the toughness is high.
  • the strength could be further increased without any decrease.
  • FIG. 2 shows, in order to compare the present invention and the prior art, the equation (2) in the example of the present invention and the example satisfying the range of the specific steel composition in the publications disclosed in the above-mentioned patent documents.
  • the relationship between the value of ( ⁇ + 40 ⁇ ⁇ ) and the tensile strength was shown.
  • the strength can be increased to over 1000 MPa by satisfying the expression (2).

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Abstract

高強度のエアバッグシステム用鋼管は、Ｃ：0.05～0.20％、Si：0.1～1.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、且つ、(1)Ti≦0.02％および(2)0.4≦Mn＋40×Ti≦1.2を満たすTiとMnの少なくとも一方を含み、残部がFeからなる鋼組成を有する。この鋼組成物は、さらに(i)Mo：0.05～0.50％、Ni：0.05～1.5％、Ｖ：0.01～0.2％、Ｂ：0.0003～0.005％のうち１種または２種以上；(ii)Cu：0.05～0.5％およびNb：0.003～0.1％のうち１種または２種；ならびに／または(iii) Ca：0.0003～0.01％、Mg：0.0003～0.01％およびREM：0.0003～0.01％のうち１種または２種以上を含んでいてもよい。鋼管は、製管後に所定寸法に冷間成形してから、Ac1変態点以上への加熱・急冷を行い、次いで、Ac1 変態点以下への焼戻しを行う。

Description

明 細 書 エアバッグシステム用鋼管とその製造方法 技術分野
本発明は、 引張強度 1000 MPa以上の高強度と高靱性を兼ね備えた、 エアバッグ システム用に適した鋼管に関する。 本発明はまたそのような鋼管の製造方法に関 する。 本発明は特に、 薄肉鋼管について一 40°C、 さらには一 80°Cで内圧バースト 試験を行っても、 脆性破面を呈さない程度の高強度と高靱性を持つエアバッグシ ステム用鋼管と、 その製造方法に関する。 背景技術
近年、 自動車産業においては、 車両の安全性を増大させる装置の導入が積極的 に進められている。 そのような装置の 1例はエアバッグシステムであり、 これは 衝突時に乗員がハンドルゃィンストルメントパネルなどに衝突する前に、 それら と乗員との間にガス等でエアバッグを展開させ、 乗員の運動エネルギーを吸収し て傷害軽減を図るものである。
従来のエアバッグシステムは、 爆発性薬品を使用してエアバッグ展開用のガス を発生させるものである。 しかし、 エアバッグ展開速度の応答性とガス圧力の調 整の要望から、 鋼管にエアバッグ展開用の高圧ガスを充填した別の種類のェアバ ッグシステムが開発され、 その適用が広がっている。
後者の種類のエアバッグシステムは、 一般にアキュムレータと呼ばれる鋼管内 に展開用ガスを高圧に保持している。 衝突時にはアキュムレータ内の用ガスが一 気にエアバッグ内に噴出される。 その結果、 展開用の高圧ガスアキュムレータと して用いる鋼管には、 極めて短時間に大きな歪速度で応力が負荷される。 このた め、 従来の圧力シリンダーやラインパイプのような単なる構造物とは異なり、 ェ アバッグシステムのアキュムレータとして使用される鋼管には、 高い寸法精度、 加工性及び溶接性が要求され、 さらには高強度と優れた耐バースト性も要求され る。 アキュムレータに好適に用いられるエアバッグシステム用鋼管とその製造方法 が、 例えば、 特開平 10— 140238号、 特開平 10— 140249号、 特開平 10— 140250号、 特開平 10— 140283号、 特開平 10— 212549号、 特開 2002— 294339号、 特開平 11一 19 9929号、 特開 2001— 49343 号、 特開 2002— 194501号各公報に開示されている。 上記の各公報に記載の技術は、 いずれも高強度高靱性エアバッグシステム用鋼 管を意図するものの、 引張強度として 590 MPa 以上を目標としており、 その実施 例からも明らかなように、 引張強度は高々 947 MPa でしかないものであった。 上記各公報に記載の技術でも、 既存のエアバッグシステムに対しては十分な性 能が得られていた。 しかし、 自動車の軽量化指向が近年ますます強くなるに伴つ て、 エアバッグシステムにも小型 · 軽量のものが要求されるようになってきた。 従って、 今日では、 アキュムレータ圧力の更なる高圧化や鋼管の更なる薄肉化が 求められている。 発明の開示
本発明は、 高強度 '高靱性のエアバッグシステム用 （即ち、 エアバッグシステ ムのアキュムレータ用） として使用するのに適した鋼管を提供する。 この鋼管は 、 上記の現状で要求される各種特性を満たすことができる。 本発明はまた、 その ような鋼管の製造方法も提供する。
本発明者らは、 高い引張強度を有し耐バースト性にも優れ、 アキュムレータ圧 力の高圧化、 鋼管の薄肉化に十分対応できるエアバッグシステム用鋼管を提供す るには、 鋼管が下記特性を有することが必要であることを見出した。
( a) 1000 MPa以上の引張強度、 および
(b ) シャルビ一衝撃試験において、 少なくとも一 40°Cで 100 %延性破面、 好ま しくは一 60°Cで 100 %延性破面、 さらに好ましくは _ 80°Cで 100 %延性破面、 を 示すような靱性。
また、 安全性の面から 「耐バースト性」 が良好であることも重要であり、 この 良好な耐バースト性とは一40°Cでの静水圧による内圧バースト試験において、 脆 性破壊が発生せず、 また亀裂が鋼管全長にわたって進展しないことにより実証さ れる。 このような耐バースト性がー 80°Cでの内圧バースト試験でも示されること がさらに望ましい。
本発明によれば、 少なくとも 1000 MPaの高強度と、 シャルビ一衝擊試験で少な くとも一 40°Cで 100 %延性破面となることで実証される高靱性を兼ね備えると同 時に、 上記の良好な耐バースト性も備える鋼管が、 特定の鋼組成を選択すること により実用可能となる。
本発明の 1形態において、 エアバッグシステム用 （エアバッグシステムのアキ ュムレー夕の形成用） に適した鋼管は、 質量0 /0で、 C : 0.05〜0.20%、 Si ： 0.1 〜1.0 %、 P ： 0.025 %以下、 S ： 0.010 %以下、 Cr： 0.05〜1.0 %、 A1 ： 0.10 %以下、 ならびに下記式（1) および (2) を満足する量の Τίと Mnの一方または両方 'を含有し、 残部が鉄および不純物からなる鋼組成を有する （式中、 元素記号は、 その元素の質量％を意味する） 。
Ti ≤0.02% (1)
0.4 ≤Mn + 40xTi≤1.2 (2)
この鋼管は、 1000 MPa以上の引張強度を有する。
上記鋼組成は、 Mo： 0.05〜0,50%、 Ni ： 0.05〜1.5 %、 V： 0.01〜0.2 %、 お よび B ： 0.0003〜0.005 %のうち 1種または 2種以上をさらに含有していてもよ い。
この鋼組成は、 Cu : 0.05〜0.5 %および Nb : 0.003〜0.1 %のうち 1種または
2種をさらに含有していてもよい。
この鋼組成は、 Ca： 0.0003〜0.01%、 Mg： 0.0003〜0.01%、 および REM： 0.00 03〜0.01%のうち 1種または 2種以上をさらに含有していてもよい。
本発明の別の形態によれば、 エアバッグシステム用の鋼管の製造方法は、 上記 鋼組成を有する鋼から、 製管とその後の冷間加工を含む方法により所定寸法の鋼 管を成形し、 その後、 冷間加工された鋼管を Ac, 変態点以上の温度に加熱を行つ てから急冷し、 次いで Ac 1 変態点以下の温度で焼戻しすることを含む。
この方法の好適態様では、 冷間加工された鋼管を Ac3 点以上、 より好ましくは 900〜1000°Cの範囲の温度に加熱する。 この加熱は、 昇温速度が 10°CZ秒以上の 急速加熱、 例えば高周波誘導加熱、 により行うことが好ましい。 その後の急冷は 、 少なくとも 850〜500 °Cの温度域を 20°C/秒以上の冷却速度で行うことが好ま しい。 それにより、 急冷後のァ粒度が 11以上 （番号が大きいほどァ粒度は微細） と細粒である組織を持つ鋼管を製造することができる。 そのような鋼管は、 —80 °Cの内圧バース卜試験においても著しい亀裂進展が見られないという極めて優れ た耐バースト性を示す。
上に列挙した特許公報のいずれにも、 上記（1) および (2) 式を満たした本発明 に従った鋼組成を有し、 かつ 1000 MPa以上の高強度および一 40°Cで 100 %延性破 面という高靱性の両特性を満足するものは開示されていない。 これらの特許公報 に開示されている代表的な鋼の引張強度を （Mn + 40 X TO の数値との関係として 、 図 2に示す。 図面の簡単な説明
図 1は、 鋼管の周方向の引張強度と vTrslOO との関係を示すグラフであり、 そ して
図 2は、 本発明および上記特許公報の実施例に開示された鋼の （Mn + 40 x Ti) の数値と鋼管の周方向の引張強度との関係を示すグラフである。 発明の詳細な説明
以下に、 本発明をより詳しく説明する。 本明細書において鋼組成を示す 「％」 は特にことわりがない限り、 「質量0 /0」 である。
(A) 鋼の化学組成
本発明の 1形態によれば、 エアバッグシステム用鋼管は、 前述した特定の鋼組 成を有し、 この鋼組成が下記の式（1) および (2) を満たす Tiおよび Μη含有量を有 する ：
Ti ≤0. 02% (1)
0. 4 ≤Mn + 40 x Ti≤1. 2 (2)
Tiと Mnのいずれか一方の含有量は 0 %でもよい。
本発明に係る特定の鋼組成における各種元素の含有量の範囲を上述のように限 定した理由は次の通りである。
C ： 0. 05〜0. 20% 炭素 （C) は、 安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。 その含有量が 0.05%未満では所望の 1000 MPa以上の引張強度が得難く、 一方 0.20%を超えると 加工性および溶接性が低下する。 C含有量の好ましい範囲は 0.08〜0.20%で、 よ り好ましい範囲は 0.12〜0.17%である。
Si： 0.1〜1.0 %
ゲイ素 （Si) は、 脱酸作用を有するほか、 鋼の焼入れ性を高めて強度を向上さ せる元素である。 Siのこれらの作用を考慮して、 0.1 %以上の含有量とする。 し かし、 その含有量が 1.0 %を超えると靱性が低下する。 Si含有量の好ましい範囲 は 0.2〜0.5 %である。
P： 0.025%以下
リン （P) は、 粒界偏祈に起因する靱性低下をもたらす。 特に、 その含有量が 0.025 %を超えると、 靱性の低下が著しくなる。 Pの含有量は 0.020 %以下.とす るのが好ましく、 0.015 %以下であれば一層好ましい。
S ： 0.010%以下
ィォゥ （S) は、 特に鋼管 T方向、 つまり鋼管の円周方向の靱性を低下させて しまう。 特に、 その含有量が 0.010 %を超えると鋼管 T方向の靱性低下が著しく なる。 Sの含有量は 0.005 %以下とするのが好ましく、 0.003 %以下であれば一 層好ましい。 ·
Cr： 0.05〜1.0 %
クロム （Cr) は、 鋼の強度と靱性を高めるのに有効な元素である。 その含有量 が 0.05%未満では、 1000 MPaの強度を得難い。 しかし、 その含有量が 1.0 %を超 えると溶接部靱性の低下を招く。 Cr含有量の好ましい範囲は 0.2〜0.8 %、 より 好ましい範囲は 0.4〜0.7 %である。
A1： 0.10%以下
アルミニウム （A1) は、 脱酸作用を有し、 靱性および加工性を高めるのに有効 な元素である。 しかし、 0.10%を超えて A1を含有させると、 地疵の発生が著しく なる。 A1含有量は不純物レベルであってもよいので、 その下限は特に定めないが 、 0.005 %以上とすることが好ましい。 A1含有量の好ましい範囲は 0.005〜0.05 %である。 本発明にいう A1含有量とは、 酸可溶 A1 (いわゆる 「sol.Al」 ) の含有 量を指す。
かかる特定鋼組成を前提に、 エアバッグシステム用鋼管としての靱性を確保し つつ、 1000 MPa以上の強度を得るには、 Mnおよび Ti含有量を前記の式（1) および 式（2) を満たすように調整する。
Ti： 0〜0.02%
チタン （Τί) は、 本発明の鋼組成に添加してもしなくてもよい。 添加するとき は、 （1) 式を満たすように 0.02%以下とする。 下限は、 特に規定されず、 不純物 レベルの場合も包含される。
Tiは、 添加すれば脱酸作用を有する元素である。 さらに Nとの親和力が強く、 '高温で Τί窒化物として安定に存在する。 従って、 熱間圧延時の結晶粒成長を抑制 し靱性向上に寄与する。 このような Τίの作用を得るには、 Tiは 0.003 %以上の含 有量とすることが好ましい。 しかし、 Tiの含有量が 0.02%を超えると、 却って靱 性が低下する。 従って、 Tiを添加する場合の含有量は 0.003〜0.02%とするのが よい。
Mn： 1.2%以下
マンガン （Mn) は、 脱酸作用があり、 また、 鋼の焼入れ性を高めて強度と靱性 を向上させるのに有効な元素であるので、 最大 1.2 %含有させることができる。 その含有量が 0.20%未満では十分な強度と靱性が得られないことがあるので、 Mn 含有量は 0.20%以上とすることが好ましい。 一方、 Mn含有量が 1.0 %を超えると MnS の粗大化が生じて、 熱間圧延時に展伸し、 靱性が低下する場合がある。 従つ て、 Mnの含有量は、 好ましくは 0.20〜1.0 %、 より好ましくは 0.4〜0.8 %であ る。
Tiと Mnの含有量は上記（ 式を満たすように調整する。 （Μη + 40ΧΤί) の値が 0.4.%未満または 1.2 %超になると、 所望の高強度および/または高靱性を得る ことができなくなる。 （Mn + 40xTi) の値は好ましくは 0.6 %以上、 1.0 %以下 である。
鋼の強度、 耐バ一スト性、 および/または溶接性をさらに改善したい場合には 、 上記の成分に加え、 場合により、 Mo、 N Cu、 V、 Nb、 B、 Ca、 Mgおよび REM の 1種または 2種以上を後述する範囲で本発明に係る鋼管の鋼組成に添加するこ とができる。
Mo、 Ni、 B、 V :
モリブデン （Mo) 、 ニッケル （Ni) 、 ボロン （B ) およびバナジウム （V) は いずれも焼入れ性を高める作用を有するので、 任意成分としてこれらの 1種また は 2種以上を添加してもよい。
Moにはさらに、 固溶強化、 析出強化により強度を高める作用もある。 これらの Moの作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、 より顕著にその効果を 得るには、 Moは 0. 05%以上の含有量とすることが好ましい。 しかし、 Moの含有量 が 0. 50%を超えると、 溶接部が硬化して靱性が低下する。 従って、 添加する場合 の Moの含有量は 0. 05〜0. 50%とするのがよく、 より好ましくは 0. 1〜0. 35%であ る。
Niには更に靱性を高める作用もある。 これらの Niの作用は不純物レベルの含有 量であっても得られるが、 より顕著にその効果を得るには、 Νίは 0. 05%以上の含 有量とすることが好ましい。 しかし、 Νίは高価な元素であり、 特にその含有量が 1. 5 %を超えると、 コスト上昇が著しくなる。 従って、 添加する場合の Niの含有 量は 0. 05〜1. 5 %とするのがよく、 より好ましくは 0. 1〜1. 0 %である。
Bの焼入れ性向上作用は不純物レベルの含有量であつても得られるが、 より顕 著にその効果を得るには、 Bは 0. 0003%以上の含有量とすることが好ましい。 し かし、 Bの含有量が 0. 005 %を超えると靱性が低下する。 従って、 添加する場合 の Bの含有量は 0. 0003〜0. 005 %とするのがよい。 B含有量のより好ましい範囲 は 0. 0003〜0. 002 %である。
Vにはさらに、 析出強化により強度を高める作用もある。 このような Vの作用 は 0. 01%以上含有させると効果を発揮するが、 0. 2 %を超えると靱性が低下する 。 従って、 添加する場合の Vの含有量は 0. 01〜0. 2 %とするのがよい。 V含有量 のより好ましい範囲は 0. 03〜0. 10%である。
Cu、 Nb :
銅 （Cu) およびニオブ （Nb) はいずれも靱性を高める作用を有するので、 これ らの 1種または 2種を任意成分として含有させてもよい。
Cuの靱性向上作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、 より顕著に その効果を得るには、 Cuの含有量は 0. 05%以上とすることが好ましく、 より好ま しくは 0. 1 %とする。 しかし、 Cuは鋼の熱間加工性を低下させるので、 Cuを含有 させる場合には Νίも含有させて、 熱間加工性を確保するのがよい。 なお、 Cuの含 有量が 0. 5 %を超えると、 Niと複合添加させても良好な熱間加工性を確保できな い場合がある。 従って、 添加する場合の Cuの含有量は 0. 05〜0. 5 %とするのがよ い。
Nbの靱性向上作用も不純物レベルの含有量であつても得られるが、 より顕著に その効果を得るには、 Nb含有量は 0. 003 %以上とすることが好ましく、 より好ま しくは 0. 005 %以上とする。 し力、し、 Nbの含有量が 0. 1 %を超えると、 却って靱 性が低下する。 従って、 添加する場合の Nbの含有量は 0. 003〜0. 1 %とするのが よい。 より好ましい Nb含有量の範囲は 0. 003〜0. 03%、 さら一層好ましい範囲は 0, 005〜0. 02%である。
Caヽ Mg、 REM:
高強度エアバッグシステム用鋼管に、 更に一層良好な耐バースト性を確保させ たい場合には、 更にカルシウム （Ca) 、 マグネシウム （Mg) および希土類金属元 素 （REM)の 1種または 2種以上を任意成分として含有させてもよい。
これらの元素は、 いずれも靱性の異方性を改善して鋼管の T方向靱性を高め、 これによつて耐バースト性を一層高める作用を有する。 この効果は不純物レベル の含有量であっても得られるが、 より顕著にその効果を得るには、 いずれの元素 も 0. 0003%以上の含有量とすることが好ましい。 しかし、 いずれの元素も 0. 01% を超えて含有させると、 介在物がクラスタ一状になって地疵の問題が発生する。 従って、 これらの元素を添加する場合の含有量は、 それぞれ 0. 0003~0. 01%とす るのがよく、 より好ましくは 0. 0005〜0. 003 %である。
(B) 製管
本発明においてエアバッグシステム用鋼管を得るには、 上記のように化学組成 を調整した鋼を素材として、 継目無鋼管または溶接管を製造する。 信頼性の観点 からは継目無鋼管が好ましい。 継目無鋼管や溶接管の製管法は特に限定するもの ではない。
(0 冷間加工 上記のようにして製造された継目無鋼管または溶接管は、 鋼管に所定の寸法精 度、 表面性状を付与するように選択した条件下で冷間加工される。 冷間加工は、 所定の寸法精度と表面性状が得られさえすれば、 その方法は問わない。 有用な冷 間加工の例としては、 冷間抽伸および冷間圧延が挙げられる。 冷間加工の加工度 も特に規定しなくてよいが、 加工度は減面率で 3 %以上とするのが好ましい。 冷 間加工の加工力を低減する意味で、 冷間加工前に中間の軟化熱処理を加えてもよ い。
(D) 熱処理
上記 (C) の冷間加工の後、 鋼管には所要の引張強度を確保するとともに、 T方 向靱性を高めて耐バースト性をも確保するための熱処理が施される。 鋼管に引張 強度で 1000 MPa以上の高強度と、 耐バ一スト性とを具備させるためには、 AC l 変 態点以上の温度に加熱してから急冷し、 次いで、 AC l 変態点以下の温度で焼戻し を行う。
急冷前の加熱温度が AC l 変態点未満では、 良好な T方向靱性、 従って良好な耐 バースト性を確保させることができない。 上記の加熱温度はオーステナイ ト域で ある Ac3 変態点以上の温度とすることが好ましい。
高温長時間の加熱は鋼管表面に生成するスケールが多くなり、 寸法精度と表面 性状が低下して、 耐バ一スト性が低下することにつながるので、 上記加熱は、 所 定の加熱温度に急速加熱した後、 短時間保持するものであることが好ましい。 こ の急速加熱は 10°C /秒以上の昇温速度で行うことが好ましい。 そのような急速加 熱は、 例えば、 高周波誘導加熱や直接通電加熱により達成できるが、 加熱手段は 特に限定されるものではい。 好ましい加熱手段は高周波誘導加熱である。
特に、 このような短時間加熱の場合、 好ましい加熱温度は 900〜1000°Cの範囲 内であり、 最も好ましくは 900〜960 °Cの範囲内である。 加熱温度が 900 でより 低いと、 短時間加熱中に完全にオーステナイ ト化することができず、 正常な組織 が得られないことがある。 加熱温度が 1000°Cを超えると、 ァ粒径が粗大化して、 靱性が低下することがある。
Ac , 変態点以上の温度に加熱する際の加熱雰囲気は、 表面スケールの発生を抑 制する観点からなるべく酸素ポテンシャルの低い環境であることが望ましく、 還 元性雰囲気であれば更に好ましい。
Ac i 変態点以上、 好ましくは Ac 3 変態点以上、 の温度に加熱した後の冷却は、 所望の 1000 MPa以上の引張強度を安定かつ確実に得るために、 急冷 （具体的には 850〜500 °Cの温度域において平均で 5 °C /秒以上の冷却速度） とする。 好まし くは、 この冷却速度は 20°C /秒以上とする。 このような急冷は水焼入れ等により 実現可能である。
高周波誘導加熱により 900〜1000°Cの温度に急速加熱した後、 850〜500 °Cの 温度域における冷却速度が 20°C /秒以上の急冷を行うことにより、 ァ粒の粗大化 が防止され、 焼入れ後のァ粒度 （旧オーステナィ ト粒の粒度、 J IS G0551 に記載 されている Bechet- Beaujard 法により測定される） が粒度番号 11以上の細粒であ ることで特徴づけられる緻密な焼入れ組織を安定して実現することができる。 そ のような組織を持つ本発明の鋼管は、 特に良好な靱性を示し、 —80°Cでの内圧バ —スト試験においても著しい亀裂進展のない優れた耐バースト性を示す。
急冷されて常温近傍まで冷却された鋼管は、 所望の 1000 MPa以上の引張強度と 耐バ一スト性を付与するために AC l 変態点以下の温度で焼戻しする。 この焼戻し ではァ粒度は変化しない。 焼戻しの温度が Ac , 変態点を超えると、 上記特性を安 定かつ確実に得ることが困難になる。 この焼戻しは、 450〜700 °Cの温度域に 10 分以上保持することにより行うことが好ましい。 焼戻しの後、 適宜ストレートナ 等で曲がりを矯正してもよい。
かく して、 本発明によれば、 引張強度が 1000 MPa以上、 シャルピー衝撃試験で — 40°C以上、 好ましくは一 60°C以上、 さらに好ましくは— 80°C以上、 で 100 %延 性破面を示し、 一 40°C、 好ましくは— 80°Cでの内圧バースト試験において著しい 亀裂進展を示さない、 高靱性を備えたエアバッグシステム用鋼管が実現可能とな る。 従って、 本発明により、 アキュムレータ圧力の高圧化、 鋼管の薄肉化に十分 対応できる高強度エアバッグシステム用鋼管を提供するができる。 実施例
以下、 実施例により本発明の作用効果をさらに詳しく説明する。 これらの実施 例はいかなる意味でも、 制限ではなく、 例示であると考えるべきものである。 以 下の実施例で使用した鋼の AC l 変態点は 700〜760 。(：の範囲であり、 Ac3 変態点 は 820〜880 °Cの範囲であった。 実施例 1
表 1に示す化学成分を有する鋼ビレツ トを用い、 1250°Cに加熱した後、 通常の マンネスマンピアサーマンドレルミル方式による穿孔と圧延により、 外径 70 mm で肉厚 4. 1' ranの公称寸法に熱間製管して、 継目無鋼管を製造した。 次いで、 前記 の継目無鋼管を冷間で抽伸加工して外径 60. 33 ramで肉厚 3. 35 ram に仕上げた。 こ の鋼管を、 次に通常のウォーキングビーム炉で 920 °Cに 10分間加熱して （昇温速 度は 0. 3 °C /秒） 、 水焼入れを行った後、 通常のウォーキングビーム炉 （雰囲 気：大気) で AC l 変態点以下の温度で焼戻しを施した。 このようにして、 各鋼組 成ごとに、 焼戻し条件を変化させることによって引張強度を変化させた 3種類ず つのエアバッグシステム用鋼管を製造した。 水焼入れは 850〜500 °Cの温度域で の冷却速度が 20°C以上となるように行った。
各鋼管から一定長さを切出し、 それを室温で管の長さ方向に切断して展開した 。 展開した管からその T方向から採取した J IS Z 2002に規定の幅が 2. 5 腿の Vノ ツチシャルピー試験片を用いて、 シャルピー衝擊試験を行った。 同じく T方向か ら採取した J IS Z 2201に規定の 11号試験片を用いて、 J iS Z 2241に規定の金属材 料引張試験方法に準じて引張試験を行った。 このとき得られた延性破面率 100 % を確保できる下限温度 （以下、 vTrslOO とする） と、 弓 I張強度との関係を表 2お よび図 1に示す。
また、 各鋼管から切出した 250 MI長さの鋼管を用いてバースト試験を行った。 この 250 mm長さの鋼管の両端を溶接して閉鎖し、 _40°Cの液体により加えた内圧 を増大させて管をバーストさせた。 耐バースト性は、 バーストさせた管のどちら かの端部まで進展した亀裂の有無により評価した。 その結果も表 2に示す。 表 1
Figure imgf000014_0001
表 2
Figure imgf000014_0002
表 2および図 1から分かる通り、 Mn含有量が高くて、 （Mn OTi) の値が式（2) の範囲を越えた鋼では、 強度を 1000 MPa以上にしょうとすると、 vTrslOO がー 40 °Cより高くなる。 そのため、 鋼 Aの鋼管 a、 b、 cでは一 40°Cで静水圧によるバ ースト試験において脆性亀裂が進展し、 エアバッグシステム用鋼管として不適当 であった。 鋼 Bの鋼管 d、 e、 f では、 vTrslOO ≤— 40°Cを満たそうとすれば、 強度を 1000 MPa以上にすることができなかった。 一方、 Mnを低減して（Mn+40Ti) の値が式（2) の範囲を下側にはずれた鋼 Eでは、 均一な焼入れ組織が得られず、 焼戻し温度を調整しても 1000 MPa以上の強度が得られないばかりか、 鋼 Bの鋼管 d、 e、 f の強度レベルにも達しなかった。
引張強度の上昇に伴って vTrs lOO が上昇する傾向が見られた。 鋼種 Aでは、 引 張強度 1000 MPaを越えたが、 vTrs lOO は一 40°Cを大きく越えた。 しかし、 鋼組成 が特定鋼組成の範囲内であって、 前述の式（1) および (2) を満足する鋼種 Cおよ び Dの鋼管 g〜 1においては、 引張強度 1000 MPa以上の領域で、 vTrslOO が— 40 °Cを満足した。 実施例 1
表 3に示す化学組成を有する鋼ビレツ トを用い、 1250°Cに加熱した後、 通常の マンネスマンピアサ一マンドレルミル方式による穿孔と熱間圧延によって、 外径 70 mm 、 肉厚 4. 1 mmに仕上げた継目無鋼管を得た。 この鋼管を通常の方法で冷間 抽伸加工 （冷間引抜き加工） して、 外径 60. 33 mm, 肉厚 3. 35 mm に仕上げた。 表 3における鋼 1〜22は、 成分が本発明で規定する条件を満たす鋼で、 鋼 23〜 27は、 成分のいずれかが本発明で規定する条件から外れた鋼である。
冷間抽伸加工により仕上げた鋼管を、 実施例 1と同様に、 通常のウォーキング ビ一ム炉で 920 °Cに加熱し、 その温度に 10分間保持した後、 水焼入れを行い、 そ の後、 通常のウォーキングビーム炉で焼戻しのため Ac , 点以下の温度で 30分の加 熱を行った。
熱処理した各鋼管について引張試験、 シャルビ一衝撃試験及びバースト試験の 各試験を行った。
シャルピー衝撃試験は、 実施例 1 と同様にして、 室温で展開した鋼管の周方向 (T方向） から採取した J IS Z 2202に規定の幅が 2. 5 mmの Vノッチシャルピー試 験片を用いて行い、 vTrs lOO によって靱性を評価した。
引張試験は、 シャルピー試験片と同様に採取した J I S Z 2201に規定の 11号試験 片を用いて、 J IS Z 2241に規定の金属材料引張試験方法に準じて行った。
内圧バースト試験では、 各鋼管から 250 mm長さの鋼管を 5本ずつ切り出し、 各 250 mm長さの鋼管の両端を溶接して閉鎖し、 液体によって内圧をかけて一 40°Cで バーストさせた時の亀裂の進展度合いを観察した。 5本の試験において、 どちら かの端部まで亀裂が進展した鋼管の本数で耐バースト性を評価した。
上記各試験の結果を表 4に示す。 実施例 3
熱処理条件を変更した以外は、 実施例 2と同様にして、 表 3に示す組成を有す る継目無鋼管を製造した。
本実施例では、 実施例 2に記載したようにして穿孔、 熱間圧延および冷間中心 加工を行って仕上げた鋼管を、 高周波誘導加熱装置を用いて約 20°C /秒の加熱速 度で 920 °Cまで加熱した。 管の温度が 920 °Cに達した後、 高周波誘導加熱を 5秒 間保持した。 その後、 実施例 2と同様に水焼入れし、 次いで通常のウォーキング ビーム炉で焼戻しのための 30分の加熱を行った。
各鋼管について、 鋼のァ粒度を J I S G0551 Bechet-Beauj ard法により調べた。 また、 弓 I張強度と vTrsは実施例 2と同様に測定した。 内圧バースト試験は、 実施 例 1 と同様の方法で、 但し一 40°Cではなく、 _80°Cの温度で実施し、 バーストさ せた鋼管におけるどちらかの端部まで進展した亀裂の有無により評価した。 これ らの結果も表 4に併せて示す。
表 4から、 本発明に従った鋼組成を有する鋼 No. 1〜22では、 実施例 2のよう に炉加熱によって焼入れを行った場合でも、 引張強度が 1000 MPa以上で、 T方向 のシャルビ一試験における vTrslOO は一 40°C以下で、 一 40°Cのバースト試験にお いても端部まで亀裂が進展することはなかった。 また、 実施例 3のように高周波 誘導加熱による急速加熱と短時間保持により焼入れを行うと、 焼入れ組織はァ粒 度が 11. 0以上の細粒となり、 一般に引張強度がさらに向上し、 vTrsが一 90°C以下 となることで示されるように、 靱性もさらに向上した。 その結果、 一 80°Cでのバ —ス卜試験において亀裂進展が見られなくなった。
鋼組成が Mo、 N i、 V、 Bを含む場合は、 そうでない場合に比べて、 焼入れ性が 良好なため、 均質な焼入れ焼戻し組織が得やすく、 強度と靱性バランスが優れて いるため靱性の低下なしに強度をさらに高くすることが出来た。
鋼組成が Cu、 Nb、 Ca、 Mg、 REM を含む場合は、 そうでない場合に比べて、 vTrs 100 がより低温であり、 さらに靱性が良好となった。
鋼番号 23は、 Mn含有量が本発明の範囲より高く、 式（2) を満足せず、 靱性が低 下したため、 実施例 2の炉加熱焼入れでの vTrs lOO がー 35°Cであり耐バースト性 も低下した。
鋼番号 24は、 （Mn+40Ti) の値が式（2) を上限側ではずれており、 靱性が低下し たため、 実施例 2の炉加熱焼入れでの vTrsがー 20°Cであり、 耐バ一スト性も低下 した。
鋼番号 25は (Mn+40Ti) の値が式 (2) を下限側ではずれており、 焼戻し温度の調 整によっても引張強度 1000 MPaを得ることが出来なかった。
鋼番号 26は、 Cr含有量が本発明の範囲より高く、 溶接部靱性が低下したため、 実施例 2の炉加熱焼入れでの vTrsがー 20°Cであり、 耐バースト性が低下した。 試験番号 27では、 Cr含有量が本発明の範囲より低く、 焼入れ性が低下したため 、 不均一な組織になってしまい、 焼戻し温度の調整によっても 1000 MPaを得るこ とができず、 また耐バースト性も満足しなかった。
以上の比較例の鋼では、 実施例 3のように高周波誘導加熱により焼入れを行つ ても、 vTrsがー 80°C以下とはならず、 一 80°Cでのバースト試験では亀裂進展が見 られた。
図 2には、 本発明と従来技術とを比較するため、 本発明での実施例および前述 の特許文献に示す公開公報の中で特定鋼組成の範囲を満足した実施例における式 (2) における（Μη+40Τί) の値と引張強度との関係を示した。 図 2から分かるよう に、 式（2) を満足することにより強度 1000 MPa超級まで高めることができる。 以上に本発明を好適態様について説明したが、 それらは単に例示に過ぎず、 本 発明を制限するものではない。 本発明の範囲から逸脱せずに以上に説明した態様 について各種の変更をなすことができることは当業者には当然理解されよう。 /vu/ O 8S/-00さ oifcldさ ϊさAV
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"試験した 5本の鋼管のうち、 いずれかの端部まで亀裂が進展した鋼管の本数、 2 )試験した鋼管の ヽずれかの端部までの亀裂進展の有無。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量0 /0で、 C ： 0.05 〜0.20%、 Si： 0.1〜1.0 %、 P ： 0.025 %以下、 S ： 0.010 %以下、 Cr： 0·05〜1.0 %、 A1： 0.10%以下、 下記式（1) および (2) を満たす Tiと Μηの少なくとも一方、 Mo: 0〜0.50%、 Νί: 0〜1.5 %、 V: 0〜 0.2 %、 B: 0〜0.005 %、 Cu: 0〜0·5 %、. Nb: 0〜0.1 %、 Ca: 0〜0·01% 、 Mg: 0〜0·01%、 REM:0〜0.01%、 残部が Feおよび不純物から本質的になる鋼 組成を有し、 1000 MPa以上の引張強度を有するエアバッグシステム用鋼管。
Ti ≤0.02 (1)
0.4 ≤ n + 40xTi≤1.2 (2)
ただし、 式（1) 中の元素記号は、 その元素の質量％を示す。
2. 前記鋼組成が、 Mnを 0.20質量％以上含有する、 請求項 1に記載のエアバッ グシステム用鋼管。
3. 前記鋼組成が、 質量％で、 Mo :0.05 〜0.50%、 Ni:0.05 -1.5 %、 V:0.0 1 〜0.2 %、 B:0.0003 〜0.005 %のうち 1種または 2種以上を含有する請求項
1に記載のエアバッグシステム用鋼管。
4. 前記鋼組成が、 質量％で、 Cu:0.05 〜 5 %および Nb:0.003〜0.1 %のう ち 1種または 2種を含有する請求項 1に記載のエアバッグシステム用鋼管。
5. 前記鋼組成が、 質量％で、 Ca:0.0003 -0.01%. Mg:0.0003 〜0.01%およ び REM:0.0003〜0.01%のうち 1種または 2種以上を含有する請求項 1に記載のェ アバッグシステム用鋼管。
6. ァ粒度が 11以上の鋼組織を有する、 請求項 1〜 5のいずれかに記載のエア バッグシステム用鋼管。
7 . 請求項' 1〜 5のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼から製管とその後の冷 間加工を含む方法により鋼管を成形し、 その後、 冷間加工した鋼管を AC l 変態点 以上の温度に加熱を行ってから急冷を行い、 次いで、 Ad 変態点以下の温度で焼 戻しを行うことを特徴とするエアバッグシステム用鋼管の製造方法。
8 . 冷間加工した鋼管の加熱工程における加熱温度が Ac3 変態点以上の温度で ある、 請求項 7に記載の方法。
9 . 加熱温度が 900〜1000°Cの範囲である、 請求項 8に記載の方法。
10. 前記加熱を昇温速度が 10°C /秒以上の急速加熱により行う、 請求項 7に記 載の方法。
11. 加熱を高周波誘導加熱により行う、 請求項 10に記載の方法。
12. 急冷を少なくとも 850〜500 °Cの温度域が 20°C /秒以上の冷却速度となる ように行う、 請求項 7〜11のいずれかに記載の方法。
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