JP2007508452A6 - 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
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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
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。
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。
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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%
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。
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。
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 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。
(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)
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。 - 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 鋼管がシ−ムレス型である、請求項1の低炭素合金鋼管。
- 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。
- 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。
- 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。
- 鋼管がシ−ムレス型である、請求項19の低炭素合金鋼管。
- 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。
- 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。
- 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。 - 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 最終鋼管が高々約40HRCの硬度を有する、請求項23の方法。
- 最終鋼管が高々約37HRCの硬度を有する、請求項23の方法。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
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