JP2007508452A - 低温において超高強度と優秀な靭性を有する低炭素合金鋼管及びその製造法 - Google Patents

Abstract

本発明は、鋼管が重量％で炭素約０．０６％−約０．１８％、マンガン約０．５％−約１．５％、ケイ素約０．１％−約０．５％、硫黄約０．０１５％まで、燐約０．０２５％まで、ニッケル約０．５０％まで、クロム約０．１％−約１．０％、モリブデン約０．１％−約１．０％、バナジウム約０．０１％−約０．１０％、チタン約０．０１％−約０．１０％、銅約０．０５％−約０．３５％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる低炭素合金鋼管及びその製造法に関する。この鋼は少なくとも約１４５ｋｓｉの引張り強度を有し且つ−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を示す。

Description

関連出願の相互参照

本明細書は、２００３年１０月１０日付け米国暫定的特許願第６０／５０９８０６号及び２００４年１０月５日付け米国非暫定的特許願第 号の利点を特許請求する。

本発明は、低温において超高強度と優秀な靭性を有する低炭素合金鋼管及びそのような鋼管の製造法に関する。この鋼管は、自動車の規制システムの部品、例えば自動車のエアバッグ膨張器用の容器部品を製造するのに特に適当である。

自動車専有者（Ｖｅｈｉｃｌｅ ｏｃｃｕｐａｎｔ）の規制システムにおけるエアバッグ膨張器は、厳密な構造と機能的基準に合致することが要求される。それゆえに、その製造には、厳格な工程と許容誤差が課せられている。この分野の経験では、工業が過去の構造的及び機能的基準に合格することには成功しているけれど、増大する必要条件を満足するためには改良された及び／または新規な性質が必要であり、一方同時に製造費のたゆまぬ低減も重要である。

エアバッグまたは補助的規制システムは、今日の自動車の多くにおいて重要な安全性の特徴である。過去において、エアバッグシステムは爆発する化学品を使用するものであったが、それは高価でありまた環境的な及びリサイクルに問題があるために、近年ではアルゴンガスを充填した鋼管から作られた蓄圧器を用いる新しい種類の膨張器が開発され、この種のものの使用が暫増している。

上述した蓄圧器は、平常時にはガスなどを高圧で保持し、自動車の衝突時にこれを一段または多段破裂でエアバッグ中に吹き込む容器である。したがって、そのような蓄圧器として使用される鋼管は、非常に短時間内にストレスを高変形速度で感受するものである。従って、上述した鋼管は、そのような普通の圧力ボンベのような単純な構造と比べて、優秀な寸法精度、加工性、及び溶接性を有することが要求され、更にそれは高い強度、靭性、及び優秀な耐破裂性も持たねばならない。寸法の精度は、エアバッグを膨らませる非常に正確なガス量を保証するために重要である。

蓄圧器の製造で使用される管員において、シ−ムレス管を製造した後にそれらの最終形を形成させるために、冷成形性（ｃｏｌｄ ｆｏｒｍｉｎｇ）が非常に重要である。冷成形により自動車の形に適合した異なる形体が作られる。従って冷成形で亀裂や表面上の欠陥のない圧力容器を得ることは極めて重要である。更に、冷成形後の低温においてでさえ、非常に良好な靭性を有することも必須である。

開発されてきた鋼（ｓｔｅｅｌ）は、この用途に対して、溶接に先立つ予熱或いは後溶接加熱処理を必要としない非常に良好な溶接性を有する。式
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５で定義されるような炭素当量は、必要とされる溶接性を得るために約０．６３％未満でなければならない。本発明の好適な具体例において、上に定義した炭素当量は、より良好な溶接性を保証するために、約０．６０％未満であるべきである。

ガス容器を製造するためには、本発明に従って冷延伸された管をある長さに切断し、次いで所望の形にするために異なる公知の技術（例えばひだ付け（ｃｒｉｍｐｉｎｇ）、鍛造など）を用いて冷成形する。他に、溶接した管を使用することができる。次いで、蓄圧
器を製造するために、容器のいずれかの端に、適当な技術、例えば摩擦溶接、ガスタングステンア−ク溶接、またはレーザー溶接によって端蓋及び拡散器を溶接する。これらの溶接は非常に厳密であり、かなりの労力を必要とする。即ちある場合には圧力容器全体に溶接の無欠を保証し且つエアバッグの膨張を保証するために試験が必要である。これらの溶接は、亀裂や欠陥を生じ、蓄圧器の無欠性及びおそらくエアバッグ作動に危険を招くと見られてきた。

膨張器はエアバッグの膨張中にその構造的無欠性を保持することを保証するために試験される。そのような試験の１つはいわゆる破裂試験である。これは金属容器が普通の作動圧力での使用、即ちエアバッグの膨張中に予期されるよりもかなり高い内部圧力に供する破壊型試験である。

破裂試験を再調査し、かつこれらの試験からの金属容器試験品を研究する場合、異なる別の過程で破壊の起こることが発見された：可鍛性（ｄｕｃｔｉｌｅ）破壊、脆性破壊、及び時にこれら２つの組合わせ。可鍛性破壊においては、（破裂する気泡で示されるように）開放された膨らみで例示される成り行きの破壊が起こる。この破壊した表面は、管の外表面に関して約４５°に傾斜し、その領域内に局在する。一方脆化破壊の場合、材料の脆化域の指標である膨張器の長さ方向に沿う進行が止まらない破壊が示される。この場合、破壊表面は管の外表面に普通である。これら２つの破壊様式は、走査型電子顕微鏡で観察した時特有な表面を有し、くぼみが可鍛性破壊の特徴であり、一方開裂は脆化破壊の指標である。

時に２つの破壊様式の組合わせが観察される。脆化の亀裂が可鍛性の破裂領域から伝播する。エアバッグ膨張器を含む全体の系は非常に異なる気候で走る自動車において利用されるから、材料は非常に冷たいから暖かい気候までの広い温度範囲にわたって可鍛性挙動を示すことが重要である。

本発明は、超高強度（ＵＴＳ最小１４５ｋｓｉ）及び結果として非常に高い破裂圧を有する冷成形に適当な低炭素合金鋼に関する。更に、この鋼は、低温において優秀な靭性を示し、−６０℃において保証できる可鍛性挙動を有し、即ち−６０℃未満の、時に−１００℃程度の低い可鍛性−脆性転移温度を示す。本発明はそのような鋼管を製造する方法にも関する。

本発明の材料は自動車の規制システム部品、例えば自動車のエアバッグ膨張器のための容器部品を製造するために設計される。

本発明は種々の形態の具体例を許容しうるが、以下では本発明の好適な具体例が記述される。従って本発明の開示は、本発明の例示と考えるべきであり、また本発明を例示する特別な具体例に限定するものでないことを理解すべきである。

本発明は貯気体膨張器圧力容器に対して使用できる鋼管に関する。更に特に、本発明は−６０℃において保証できる可鍛性挙動を有し、即ち−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を示すシ−ムレス加圧容器用途用の低炭素超高強度鋼に関する。

更に特に、本発明は、膨張器を製造するために使用しうるシ−ムレス鋼管を得るための化学組成及び製造法に関する。

シ−ムレスの低炭素超高強度鋼を製造する系統的な例は次の通りである：
１．鋼の製造
２．鋼の鋳造
３．ツ−ホット（ｔｕｅ ｈｏｔ）ロ−リング処理
４．加熱ロ−ルくぼみ処理
５．冷延伸
６．熱処理
７．冷延伸された管の仕上げ操作

鋼製造法の主目的の１つは、炭素、ケイ素、硫黄、燐、及びマンガンの除去によって鉄を精練することである。特に硫黄及び燐は、それらが材料の機械的性質を悪くするから、鋼にとって有害である。基本的な工程の前後には、基本的な鋼製造操作の過程を迅速にさせる特別な精製工程を行う取鍋（ｌａｄｌｅ）冶金が使用される。

鋼製造工程は、非常に低い硫黄及び燐量を得るために極度にクリーンな実施条件下に行われ、これが順次部品に要求される高靭性を得るために極めて重要である。従って、ＡＳＴＭ Ｅ４５スタンダ−ド−ワ−スト・フィ−ルド法（方法Ａ）の指針のもと、包有物レベル（ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ ｌｅｖｅｌ）２以下［シン（ｔｈｉｎ）シリーズ］及びレベル１以下［ヘビ−（ｈｅａｖｙ）シリーズ］の目標が課せられる。本発明の好適な具体例において、上述の基準に従って測定される最大マイクロ包有物量は、

であるべきである。

更に非常にクリーンな実施は、寸法が３０μｍ以下の過大寸法包有物量を得るのを可能にする。これらの包有物量は、全酸素量を２０ｐｐｍまでに制限して得られる。

二次冶金における非常にクリーンな実施は不活性なガスを取鍋炉内にバブリングさせて包有物及び不純物を浮遊させることによって行われる。不純物及び包有物を吸収しうる流体スラグの生成、及びＳｉＣａの液体鋼への添加による包有物の寸法及び形の改変は低包有物量の高品質鋼を生成する。

得られる鋼の化学組成は、それぞれの場合「質量％」で表して次の通りであろう。

炭素（Ｃ）
Ｃは鋼の強度を安価に増強させる元素であるが、その含量が０．０６％未満である場合には所望の強度を得ることが困難である。一方鋼が０．１８％超のＣ含量の時には、冷加工性、溶接性、及び靭性が低下する。それゆえにＣ量の範囲は０．０６％−０．１８％である。Ｃ含量に対する好適な範囲は０．０７％−０．１２％であり、更に好適な範囲は０．０８％−０．１１％である。

マンガン（Ｍｎ）
Ｍｎは鋼の焼入れ性を増加させるのに有効で、それゆえにその強度及び靭性を向上させる。含量が０．５％未満の場合には所望の強度を得るのが困難であり、一方１．５％を越えるとバンド（ｂａｎｄｉｎｇ）構造が顕著となり、靭性が低下する。従って、Ｍｎ含量は、０．５％−１．５％である。しかしながら、好適なＭｎ範囲は１．００−１．４０％であり、更に好適な範囲は１．０３％−０．１８％である。

ケイ素（Ｓｉ）
Ｓｉは鋼製造工程中の脱酸素化効果を有し且つ鋼の強度を向上させる元素である。Ｓｉ含量が０．１０％未満である場合、鋼は酸化に敏感である。一方それが０．５０％を越える場合、靭性と加工性の両方が低下する。それゆえにＳｉ含量は、０．１％−０．５％である。好適なＳｉ範囲は０．１５−０．３５％である。

硫黄（Ｓ）
Ｓは鋼の靭性を低下させる元素である。従って、Ｓ含量は最大０．０１５％に限定される。好適な最大値は０．０１０％であり、より好適な最大値は０．００３％である。

燐（Ｐ）
Ｐは鋼の靭性を低下させる元素である。従って、Ｐ含量は最大０．０２５％に制限される。好適な最大値は０．０１５％、より好適な最大値は０．０１２％である。

ニッケル（Ｎｉ）
Ｎｉは鋼の強度及び靭性を向上させる元素であるが、非常に費用がかかるので最大０．５０％に制限される。好適な最大値は０．２０％、より好適な最大値は０．１０％である。

クロム（Ｃｒ）
Ｃｒは鋼の強度、靭性、及び耐腐食性の向上に有効である。その含量が０．１０％未満の場合所望の強度を得るのが困難であり、一方１．０％を越える場合溶接領域における靭性は著しく低下する。従ってＣｒ含量は０．１％−１．０％である。しかしながら好適なＣｒ範囲は０．５５−０．８０％、より好適な範囲は０．６３−０．７３％である。

モリブデン（Ｍｏ）
Ｍｏは鋼の強度を向上させるのに有効であり且つ焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）中の軟化の遅延に寄与する元素である。その含量が０．１０％未満の場合には所望の強度を得るのが難しく、一方１．０％を越えると溶接領域での靭性は著しく低下する。従って、Ｍｏ含量は０．１％−１．０％である。しかしながら、このフェロアロイは高価であり、最大含量を低下させることが必要である。それゆえに好適なＭｏ範囲は０．３０−０．５０％、より好適な範囲は０．４０−０．４５％である。

バナジウム（Ｖ）
Ｖは例え少量で添加されても鋼の強度を向上させるのに有効であり、焼き戻し中の軟化を遅延させる。Ｖ含量は０．０１％−０．１０％で最適であることが分かった。しかしながら、このフェロアロイは高価であり、最大含量を低下させることが必要である。それゆ
えに、好適なＶ範囲は０．０１−０．０７％、より好適な範囲は０．０３−０．０５％である。

チタン（Ｔｉ）
Ｔｉは例え少量で添加されても鋼の強度を向上させるのに有効である。Ｔｉ含量は０．０１％−０．１０％で最適であることが分かった。しかしながら、このフェロアロイは高価であり、最大含量を低下させることが必要である。それゆえに、好適なＴｉ範囲は０．０１−０．０５％、より好適な範囲は０．０２５−０．０３５％である。

銅（Ｃｕ）
この元素は、管の耐腐食性を改善する。かくしてその含量は０．０５−０．３５％の範囲であり、好適な範囲は０．１５％−０．３０％である。

アルミニウム（Ａｌ）
この元素は鋼製造中に鋼に添加されて、包有物含量を低下させ且つ鋼粒子を純化する。好適なアルミニウム含量は０．０１０％−０．０５０％である。

上述してない他の元素の好適な範囲は次の通りである。

元素 重量
ニオビウム 最大０．０５％
Ｓｎ 最大０．０５％
Ｓｂ 最大０．０５％
Ｐｂ 最大０．０５％
Ａｓ 最大０．０５％

管またはチャンバ−を作るために使用される単一取鍋中の残存元素は以下の通りである。

Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ≦最大０．１５％、及び
Ｓ＋Ｐ≦０．０２５
次の工程は、穴を開け且つロール処理してシ−ムレス鋼管を形成しうる鋼棒を製造するための鋼の鋳造である。鋼は、鋼ショップ（ｓｈｏｐ）で、鋼軸に沿って均一な直径を有する丸い固体のビレット（ｂｉｌｌｅｔ）に鋳造される。

この超高度にクリーンな鋼の固体円筒形ビレットを、約１２００℃−１３００℃の温度まで加熱し、この時点でロ−ルミル工程に供する。好ましくはビレットを約１２５０℃の温度まで加熱し、次いでロ−ルミルを通過させる。ビレットは好ましくは公知のマネスマン（Ｍａｎｅｓｓｍａｎｎ）法を用いて穴が開けられる。次いで加熱ロール処理中、長さを実質的に延伸している間に、外直径及び壁厚が実質的に減少せしめられる。例えば外直径１４８ｍｍの固体棒が壁厚３．２５ｍｍを有する外直径４８．３ｍｍの加熱ロール処理された管となる。

固体ビレットの断面積と加熱ロール処理された管の断面積の比として測定して断面積の減少は、所望の機械的性質を得るのに必要な精練されたミクロ構造を得るために重要である。それゆえに最小の断面積の減少は１５：１であり、好適な及び最も好適な最小断面積減少はそれぞれ２０：１及び２５：１である。

このように製造した超高度にクリーンな鋼の加熱ロール処理されたシームレス管を室温まで冷却する。この超高度にクリーンな鋼の加熱ロール処理されたシームレス管は、管の円周に沿って且つ管軸の長さ方向に沿って凡そ均一な壁厚を有する。

次いでこの加熱ロール処理した管を異なる仕上げ工程へ通し、例えば２−４個の小片に切断し、その端を切り落とし、必要ならば公知の回転させながら真っ直ぐにする装置で真っ直ぐにし、電磁気試験または超音波試験のような異なる公知の技術の１つ以上による非破壊試験に供する。

次いで熱ロール処理した管の各片の表面を、冷延伸のために適当に調整する。この調整（ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｉｎｇ）は、酸溶液に浸す酸処理、及び適当な滑剤層、例えば公知のリン酸亜鉛及びステアリン酸ナトリウムの組合わせ物または反応性油の適用を含む。表面調整後、シ−ムレス管を冷延伸する、即ち延伸する管の外径よりも小さい直径を有する外側の口金を通して引張って、延伸する。多くの場合、管の内側の表面は、心棒であってこの心棒が延伸中に口金付近に位置するように棒の一端に取り付けられた内側の心棒によって支えられている。この延伸操作は、管を予め室温以上に加熱することを必要としないで行われる。

このようにシ−ムレス管を、通過させるたびに管の外径及び壁厚の両方を減じる冷延伸に少なくとも１回供する。かくして冷延伸された鋼管は、管軸に沿って均一な外径を有し、また管の外周及び管軸に沿う長さ方向の両方において均一な壁厚を有する。この冷延伸された管は好ましくは１０−７０ｍｍの外径と好ましくは１−４ｍｍの壁厚を有する。

次いで冷延伸された管を、オ−ステナイト化炉において、少なくとも上限の方のオ−ステナイト化温度またはＡｃ３（これはここで開示される特別な化学の場合約８８０℃）で熱処理するが、好ましくは約９２０℃超、約１０５０℃未満である。この最高オ−ステナイト化温度は粒子の粗化を防止するために課される。この工程は燃料炉または誘電加熱炉のいずれかで行うことができるが、好ましくは後者の装置が使用される。炉内の滞留時間は利用する炉の種類に非常に依存する。この適用によって必要とされる高表面品質は、誘導型炉を用いた場合により良く得られることが発見された。これは、非常に短時間の滞留で、酸化が起こるのを妨害する誘導工程の本質のためである。好ましくは、オ−ステナイト化加熱速度は少なくとも約１００℃／秒であるが、より好ましくは少なくとも約２００℃／秒である。非常に高い加熱速度と結果として非常に短い加熱時間とは、非常に細かい粒子のミクロ構造を得るのに、順次必要とされる機械的性質を保証するのに重要である。

更に、管の外径で限定される丸い領域と誘導炉のコイルの内径で限定される丸い領域との比として定義される適当なフィリング（ｆｉｌｌｉｎｇ）ファクタ−は必要とされる高加熱速度を得るのに重要である。最小のフィリングファクタ−は約０．１６であり、好適な最小のフィリングファクタ−は約０．３６である。

炉の出口域でまたはその附近で、管は適当な急冷流体で急冷される。この急冷流体は好ましくは水または水に基づく急冷溶液である。管の温度は急激に室温まで、好ましくは少なくとも約１００℃／秒の速度で、より好ましくは少なくとも約２００℃／秒の速度で低下する。この非常に速い冷却速度は、完全なミクロ構造変換を達成するのに重要である。

次いで鋼管を、適当な温度及びサイクル時間を用いて、Ａｃ１以下の温度で焼き戻す。好ましくはこの焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）温度は約４００−６００℃、より好ましくは約４５０−５５０℃である。この浸漬時間は非常に良好な温度均一性を保証するのに十分長くすべきであるが、長すぎると所望の機械的性質が達成できない。それゆえに約２−３０分、好ましくは約４−２０分の浸漬時間が用いられてきた。この焼戻し工程は好ましくは保護的還元性または中性雰囲気で行われ、管の脱炭や酸化が防止される。

このように製造した超高強度鋼管を、異なる仕上げ工程に通し、公知の回転しながら真
っ直ぐにする装置で真っ直ぐにし、１つまたはそれ以上の異なる公知の技術で非破壊試験をする。好ましくはこの種の用途に対しては、管は公知の超音波及び電磁気技術で試験すべきである。

熱処理後の管は、所望の外観と非常に低い表面粗さを有する管を得るために化学的に処理することができる。例えば管を硫酸及び塩酸溶液に浸し、リン酸亜鉛でホスフェ−ト化し、石油起源の油、水に基づく油、または鉱油を用いて油処理してよい。

上述した方法で得られた鋼管は、本発明で述べた必要条件を満足する次の機械的性質を有するであろう：
降伏強度 約１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）最小
より好ましくは約１３５ｋｓｉ（９３０ＭＰａ）最小
引張り強度 約１４５ｋｓｉ（１０００ＭＰａ）最小
伸長 約９％最小
高度 約４０ＨＲＣ最小
より好ましくは約３７ＨＲＣ最小

降伏強度、引張り強度、伸長、及び硬度の試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８及びＡＳＴＭ Ａ３７０の標準法にしたがって行えよう。引張り試験に関しては、全体の管部分を評価するための全寸試料が好適である。

フラットニング（ｆｌａｔｔｅｎｉｎｇ）試験は、４９ＣＦＲ、第１７８．６５節の明細事項ＤＯＴ３９の必要条件にしたがって行われる。それゆえに、管部分は、６０度のＶ字型具を用いて平らにした時、反対側が管の壁厚の６倍引き離されるまで、亀裂を生じないであろう。この試験は開発している鋼に完全に合致する。

強度と靭性の間の良好なバランスを達成するために、従来の（時に在来のとして言及）オ−ステナイト粒子寸法は、ＡＳＴＭ Ｅ−１１２標準法で測定して、好ましくは７またはそれより細かく、より好ましくは９またはそれより細かくあるべきである。これはオ−ステナイト化における非常に短い加熱サイクルで達成される。

この記述した方法で得られる鋼管は、本発明に記述される必要条件を満足する性質を有するであろう。

工業的な要求は、粗さの必要条件をより低い値の方へ常に押しやっている。本発明は、外表面及び内表面の両方において、例えば仕上げ管の表面仕上げが３．２ミクロン最大の良好な視覚的外観を有する。この必要条件は冷延伸、短いオ−ステナイト化時間、還元性または中性雰囲気での焼き戻し、及び異なる種類の工程での適切な表面化学調整によって得られる。

水圧破裂試験は、例えば平らな鋼板を管の末端に溶接することによって管部の末端を封ずることにより行える。３００ｍｍの管部分は、全フープ（ｈｏｏｐ）圧が発現できるように、制約されていないことが重要である。この管部分の加圧は、油、水、アルコ−ル、またはこれらの混合物のポンプでの圧入で行われるであろう。

破裂試験の圧力必要条件は、管寸法に依存する。破裂試験の場合、超高強度鋼シ−ムレス管は、−６０℃において保証される可鍛性挙動を有する。製造した試料で行われる試験は、この種の試料が−６０℃で保証される可鍛性挙動を有し、−６０℃未満の可鍛性対脆化温度を有することを示す。

本発明者は、はるかにより代表的な実証試験が、シャルピ−（Ｃｈａｒｐｙ）衝撃試験
（ＡＳＴＭ Ｅ２３による）の代わりに、室温及び低温の両方で行われる破裂試験であることを見出した。これは、製品の比較的薄い壁厚と小さい外径が用いられ、それゆえにシャルピ−衝撃試験に対する標準的ＡＳＴＭ試料を管から横方向で機械で作ることができないという事実のためである。更にこの不完全な寸法のシャルピ−衝撃調査を達成するためには、平らにした変形物を湾曲した管検知器に適用しなければならない。これは鋼の機械的性質、特に衝撃強度に実用的な影響を及ぼす。それゆえに代表的な衝撃試験はこの方法を用いて得られなかった。

Claims (39)

1. 重量％で、炭素約０．０６％−約０．１８％、マンガン約０．５％−約１．５％、ケイ素約０．１％−約０．５％、硫黄約０．０１５％まで、燐約０．０２５％まで、ニッケル約０．５０％まで、クロム約０．１％−約１．０％、モリブデン約０．１％−約１．０％、バナジウム約０．０１％−約０．１０％、チタン約０．０１％−約０．１０％、銅約０．０５％−約０．３５％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる、但し少なくとも約１４５ｋｓｉの引張り強度を有し且つ−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を有する、低炭素合金鋼管。
2. 鋼管が、重量％で、炭素約０．０７％−約０．１２％、マンガン約１．００％−約１．４０％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．０１０％まで、燐約０．０１５％まで、ニッケル約０．２０％まで、クロム約０．５５％−約０．８０％、モリブデン約０．３０％−約０．５０％、バナジウム約０．０１％−約０．０７％、チタン約０．０１％−約０．０５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる、請求項１の低炭素合金鋼管。
3. 鋼管が、重量％で、炭素約０．０８％−約０．１１％、マンガン約１．０３％−約１．１８％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．００３％まで、燐約０．０１２％まで、ニッケル約０．１０％まで、クロム約０．６３％−約０．７３％、モリブデン約０．４０％−約０．４５％、バナジウム約０．０３％−約０．０５％、チタン約０．０２５％−約０．０３５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる、請求項１の低炭素合金鋼管。
4. 鋼管が少なくとも約１２５ｋｓｉの降伏強度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
5. 鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの降伏強度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
6. 鋼管が少なくとも約９％の破断伸長を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
7. 鋼管が高々約４０ＨＲＣの硬度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
8. 鋼管が高々約３７ＨＲＣの硬度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
9. 鋼管が約０．６３％未満の炭素当量を有する、但しこの炭素当量が式
   Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５により決定される、請求項１の低炭素合金鋼管。
10. 鋼管が約０．６０％未満の炭素当量を有する、請求項９の低炭素合金鋼管。
11. 鋼管が約０．５６％未満の炭素当量を有する、請求項９の低炭素合金鋼管。
12. 鋼管がＡＳＴＭ Ｅ４５スタンダ−ド−ワ−スト・フィ−ルド（Ｗｏｒｓｔ Ｆｉｅｌｄ）法で測定して、レベル２以下（シン（ｔｈｉｎ）シリーズ）及びレベル１以下（ヘビ−（ｈｅａｖｙ）シリーズ）の最大マイクロ包有物（ｉｎｃｌｉｓｉｏｎ）量を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
13. 鋼管がＡＳＴＭ Ｅ４５スタンダ−ド−ワ−スト・フィ−ルド法で測定して、以下のような最大マイクロ包有物量
    

    

    を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
14. 寸法３０μｍ以下の過大寸法の包有物量を有する、請求項１３の低炭素合金鋼管。
15. 全酸素量が２０ｐｐｍまでに限定される、請求項１４の低炭素合金鋼管。
16. 鋼管がシ−ムレス型である、請求項１の低炭素合金鋼管。
17. 請求項１の低炭素合金鋼管を含んでなる、貯気体膨張圧力容器。
18. 請求項１の低炭素合金鋼管を含んでなる、自動車エアバッグ膨張容器。
19. 重量％で、炭素約０．０８％−約０．１１％、マンガン約１．０３％−約１．１８％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．００３％まで、燐約０．０１２％まで、ニッケル約０．１０％まで、クロム約０．６３％−約０．７３％、モリブデン約０．４０％−約０．４５％、バナジウム約０．０３％−約０．０５％、チタン約０．０２５％−約０．０３５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物から本質的になる、但し少なくとも約１３５ｋｓｉの降伏強度、少なくとも約１４５ｋｓｉの引張り強度、少なくとも約９％の破断伸長、高々約３７ＨＲＣの硬度、及び−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を有する、低炭素合金鋼管。
20. 鋼管がシ−ムレス型である、請求項１９の低炭素合金鋼管。
21. 請求項１９の低炭素合金鋼管を含んでなる、貯気体膨張圧力容器。
22. 請求項１９の低炭素合金鋼管を含んでなる、自動車エアバッグ膨張容器。
23. 重量％で、炭素約０．０６％−約０．１８％、マンガン約０．５％−約１．５％、ケイ素約０．１％−約０．５％、硫黄約０．０１５％まで、燐約０．０２５％まで、ニッケル約０．５０％まで、クロム約０．１％−約１．０％、モリブデン約０．１％−約１．０％、バナジウム約０．０１％−約０．１０％、チタン約０．０１％−約０．１０％、銅約０
    ．０５％−約０．３５％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる鋼材からある長さの管を製造し、
    この鋼管を冷延伸工程に供して所望の寸法を得、
    冷延伸した鋼管を、誘導型オ−ステナイト化炉内で、毎秒少なくとも約１００℃の加熱速度で、少なくともＡｃ３の温度まで加熱してオ−ステナイト化し、
    この加熱工程後、管が毎秒少なくとも約１００℃の冷却速度下に、約室温に達するまで、鋼管を急冷流体内で急冷し、
    急冷工程後、鋼管をＡｃ１未満の温度で約２−３０分間焼き戻す、
    工程を含んでなる、貯気体膨張圧力容器用のある長さの鋼管を製造する方法。
24. 製造される鋼管が、重量％で、炭素約０．０７％−約０．１２％、マンガン約１．００％−約１．４０％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．０１０％まで、燐約０．０１５％まで、ニッケル約０．２０％まで、クロム約０．５５％−約０．８０％、モリブデン約０．３０％−約０．５０％、バナジウム約０．０１％−約０．０７％、チタン約０．０１％−約０．０５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる、請求項２３の方法。
25. 製造される鋼管が、重量％で、炭素約０．０８％−約０．１１％、マンガン約１．０３％−約１．１８％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．００３％まで、燐約０．０１２％まで、ニッケル約０．１０％まで、クロム約０．６３％−約０．７３％、モリブデン約０．４０％−約０．４５％、バナジウム約０．０３％−約０．０５％、チタン約０．０２５％−約０．０３５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物、から本質的になる、請求項２３の方法。
26. 最終鋼管が少なくとも約１２５ｋｓｉの降伏強度を有する、請求項２３の方法。
27. 最終鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの降伏強度を有する、請求項２３の方法。
28. 最終鋼管が少なくとも約１４５ｋｓｉの引張り強度を有する、請求項２３の方法。
29. 最終鋼管が少なくとも約９％の破断伸長を有する、請求項２３の方法。
30. 最終鋼管が高々約４０ＨＲＣの硬度を有する、請求項２３の方法。
31. 最終鋼管が高々約３７ＨＲＣの硬度を有する、請求項２３の方法。
32. 最終鋼管が−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を有する、請求項２３の方法。
33. オ−ステナイト化加熱工程において、鋼管を約９２０−１０５０℃の温度まで加熱する、請求項２３の方法。
34. オ−ステナイト化加熱工程において、鋼管を毎秒少なくとも２００℃の速度で加熱する、請求項２３の方法。
35. 急冷工程において、鋼管を毎秒少なくとも２００℃の速度で冷却する、請求項２３の方法。
36. 焼き戻し工程において、鋼管を約４００−６００℃の温度で焼き戻す、請求項２３の方法。
37. 焼き戻し工程において、鋼管を約４−２０分間焼き戻す、請求項３６の方法。
38. 焼き戻し鋼管を酸洗いし、ホスフェ−ト化し、そして油で処理する仕上げ工程を更に含んでなる、請求項２３の方法。
39. 重量％で、炭素約０．０８％−約０．１１％、マンガン約１．０３％−約１．１８％、ケイ素約０．１５％−約０．３５％、硫黄約０．００３％まで、燐約０．０１２％まで、ニッケル約０．１０％まで、クロム約０．６３％−約０．７３％、モリブデン約０．４０％−約０．４５％、バナジウム約０．０３％−約０．０５％、チタン約０．０２５％−約０．０３５％、銅約０．１５％−約０．３０％、アルミニウム約０．０１０％−約０．０５０％、ニオビウム約０．０５％まで、残りの元素約０．１５％まで、そして残部が鉄及び付随的な不純物から本質的になる鋼材からある長さの管を製造し、
    この鋼管を冷延伸工程に供して所望の寸法を得、
    冷延伸した鋼管を、誘導型オ−ステナイト化炉内で、毎秒少なくとも約２００℃の加熱速度で、少なくとも約９２０−１０５０℃の温度まで加熱してオ−ステナイト化し、
    この加熱工程後、管が毎秒少なくとも約２００℃の冷却速度で、約室温に達するまで、鋼管を水に基づく急冷溶液内で急冷し、
    急冷工程後、鋼管を約４５０−５５０℃の温度で約４−２０分間焼き戻し、
    この焼き戻した鋼管を酸洗いし、ホスフェ−ト化し、そして油で処理する仕上げ工程に供する、
    ことを含んでなる、但し
    最終鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの降伏強度、少なくとも約１４５ｋｓｉの引張り強度、少なくとも約９％の破断伸長、高々約３７ＨＲＣの硬度、及び−６０℃未満の可鍛性−脆性転移温度を有する、
    貯気体膨張圧力容器用のある長さの鋼管を製造する方法。