JP2023531248A - 鋼組成物から高強度鋼管を製造する方法およびその鋼管から作られる構成部品 - Google Patents

Abstract

よく定義された鋼組成物から管を製造する方法、特に貯蔵ガスインフレータ圧力容器のための管を製造する方法は：ａ）少なくとも１つの熱間圧延パスまたは熱間成形パスを含む、鋼組成物から鋼管を製造するステップと；ｂ）鋼管を冷間引抜工程にかけて、所望の寸法を得るステップであって、冷間引抜工程が少なくとも２回のプルと、冷間引抜工程の最終プルの前の、中間オースチン化及び焼入れステップを含むステップと；ｃ）その後、２００～６００℃の範囲内の温度で、最終回復熱処理を、冷間引抜された鋼管に対して行うステップと、を含む。【選択図】図１

Description

本発明は、例えばマイクロ合金化低炭素鋼組成物などの鋼組成物から高強度鋼管を製造する方法、及びその鋼管から作られる管状構成部品に関する。本発明に従って製造された鋼管は、自動車用エアバッグインフレータなどの、自動車の拘束装置用構成部品の製造に特に好適である。

自動車業界では、常に自動車の効率化が求められており、燃料効率の向上したエンジンの開発、燃費低減のための軽量化などが重要な役割を担っている。軽量化は部品の厚みを薄くすることで実現できるが、強度や安全性を損うものであってはならない。現在、先進的な高強度鋼は高い強度対密度比を実現しているが、高価な合金化及び製造サイクルが必要である。そのため、業界では、優れた最終特性を実現しながら、コスト競争力のある新しい高張力鋼製品の開発が続けられている。

本発明は、特にエアバッグインフレータの管状部材として使用され、上述のような軽量化を可能にする、改善された又は少なくとも十分な強度、延性、及び靭性特性を有する鋼組成物から作られた、管及び管状の構成部品に関する。特許文献１（住友金属工業株式会社）は、エアバッグのアキュムレータ用の継目無鋼管を開示している。この鋼管は、焼入れも焼戻しもせずに焼きならしをする熱処理によって製造することができる。この鋼管は８５０ＭＰａ以上の引張強度と、－２０℃での破裂に対する耐性を有する。この鋼管の組成は：０．０８～０．２０％のＣ、０．１～１．０％のＳｉ、０．６～２．０％のＭｎ、最大０．０２５％のＰ、最大０．０１０％のＳ、０．０５～１．０％のＣｒ、０．０５～１．０％のＭｏ、及び０．００２～０．１０％のＡｌと；０．０００３～０．０１％のＣａ、０．０００３～０．０１％のＭｇ、及び０．０００３～０．０１％のＲＥＭ（希土類金属）のうちの少なくとも１つと；０．００２～０．１％のＴｉ及び０．００２～０．１％のＮｂのうちの少なくとも１つとを；０．４５～０．６３％の範囲内のＣｅｑ（Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５という式で定義されるもの）とともに含む（なお、単位は質量％である）。金属構造は，フェライトとベイナイトとの混合構造である。

特許文献２（Ｌｏｐｅｚら）は、一般的に、低炭素合金鋼管及びその製造方法を開示しており、その鋼管は、約０．０６～０．１８％の炭素、約０．５～１．５％のマンガン、約０．１％～０．５％のケイ素、最大で約０．０１５％の硫黄、最大で約０．０２５％のリン、最大で約０．５０％のニッケル、約０．１～１．０％のクロム、約０．１～１．０％のモリブデン、約０．０１％～０．１０％のバナジウム、約０．０１～０．１０％のチタン、約０．０５～０．３５％の銅、約０．０１０～０．０５０％のアルミニウム、最大で約０．０５％のニオビウム、最大で約０．１５％の残留元素、及び残りの量の鉄と偶発的な不純物から本質的になっている（なお、単位は重量％）。この鋼管の製造工程は、以下の製鋼ステップ、鋳鋼ステップ、管を熱間圧延するステップ、熱間圧延中空仕上げステップ、冷間引抜ステップ、冷間引抜後の焼入れ・焼戻しを含む熱処理ステップ、及び追加の冷間引抜管仕上げ加工ステップを含む。結果として得られた管は、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、高い破裂強度を有している。

特許文献３（Ｌｏｐｅｚら）は、類似の低炭素合金鋼組成物から作られる管を開示しており、またその修正された製造プロセスも開示しているが、このプロセスは、冷間引抜後に、急速導入オーステナイト化／高速焼き入れステップ、好ましくは、焼き戻し熱処理を伴わない当該ステップを含むものである。

上記のようなＬｏｐｅｚによる先行技術プロセスに従って製造された管は、特に歪み取り加工や冷間加工などの管仕上げ加工後に、延性を犠牲にして強度を有するか、延性を示すが強度レベルは低いということが判明している。

本発明の主な目的は、改善された特性、特に強度と延性の組み合わせに関する改善された特性を有する鋼管を提供することであり、より具体的には、例えば、鋼管の端部を矯正し冷間成形することによる歪み処理などの仕上げ加工を行っても、強度特性と延性の特性の組み合わせが維持されるか、少なくとも影響が少なくなるようにした鋼管を提供することである。

本発明の他の目的は、エアバッグインフレータの圧力容器のような、典型的には溶接工程を含む自動車部品を製造するという観点から、溶接可能な鋼組成物から上記のような鋼管を提供することである。

本発明のさらに他の目的は、エアバッグインフレータに使用する高強度鋼管を製造するための、代替的方法を提供することである。

本発明者らは、これまでに、特定の鋼組成から鋼管を製造する新規な製造プロセスが、強度特性と延性特性の好ましい組合せを提供することを見出した。

欧州特許出願公開第２０７８７６４Ａ１号 国際公開第２００５／０３５８００Ａ１号 国際公開第２００７／１１３６４２Ａ２号

発明の概要
本発明に係る鋼組成物から鋼管を製造する方法、特にエアバッグインフレータ圧力容器用鋼管を製造する方法は、請求項１に定義される。

この方法は、ａ）少なくとも１回の熱間圧延パスまたは熱間成形パスを含む、鋼組成物から鋼管を製造するステップ、ｂ）前記鋼管を冷間引抜工程にかけて所望の寸法を得るステップであって、前記冷間引抜工程が、少なくとも２回のプルと、前記冷間引抜工程の最終プルの前の、中間オースチン化及び焼入れステップとを含むステップ、ｃ）前記冷間引抜工程の前記最終プルに続いて、２００～６００℃の範囲内の温度で、最終回復熱処理を前記冷間引抜された鋼管に対して実行するステップ、を含む。

本発明による方法のステップｂ）において、少なくとも１回冷間引抜された鋼管が、微細な結晶粒の微細構造を促すために、少なくともＡｃ３の温度にまで加熱、典型的には、秒単位の、例えば誘導加熱などの急速加熱をされて、その後で、最終プルに先だって焼き入れされる、中間オーステナイト化及び焼き入れのステップは、管の十分な歪み硬化能を有するマルテンサイト主体の微細構造が、冷間引抜にかけられ、続く冷間引抜の１回以上のプルが、歪み硬化するのに十分な変形を加えることにより、優れた強度特性を実現することを確実にする。

本発明者らは、製造方法の異なる管状製品間では、強度特性・延性特性に対する感度に大きな差があることを見出した。

冷間引抜加工後に焼入れを行った管状製品（更なる熱処理や冷間引抜加工を行わないもの）は、強度は高いが、歪み処理により延性が著しく低下する。焼入れ後の管状製品は、そのままでは使用されず、通常は、更なる加工、特に縁部を歪み取りしたり冷間成形したりされて、これにより管状製品は、自動車のエアバッグ用インフレータに組み付けられるような完全な仕上げをなされた完成品に生まれ変わる。両工程とも熱処理後に冷間加工を行うため、鋼管製品の微細構造が変化し、特に転位が増加し、硬度が上昇するものの、同時に延性、靭性が低下することが最も良く知られている。この脆化は，実験室での２５０℃、１時間のシミュレーション（室温での数ヶ月以上の経時変化を代表するものと考えられる）により示されるように、経時的劣化によって深刻化する。経年変化により，これらの転位に格子間炭素（固溶体内炭素）が蓄積し，更なる延性変形が阻害される。固溶体内の炭素が多くなり、かつ転位密度が高いほど、脆化の効果が深刻になる。

冷間引抜され、焼き入れされ、その後焼き戻しを行った管状製品（すなわち、さらなる冷間引抜を行わない製品）は、冷間引抜され、その後焼き入れされた管状製品に比べ、歪み負荷をかけられた（及び経年劣化した）後の延性低下を受けにくいが、強度特性はより低い。焼入れ後の焼戻し処理は、延性特性及び靭性特性をある程度回復させる目的で行われ、炭化物の析出や転位の回復などの微細構造変化を促進し、内部の微小な歪みを低減して内部応力を緩和するものである。

本発明による、冷間引抜、中間オーステナイト化、その後焼入れ、冷間再引抜され、回復させた管状製品は、冷間引抜、焼入れ、その後焼戻しされた鋼管と比較して、高い強度を達成し、特に歪みを与えた（特に端部の歪み取りおよび冷間成形により）後の延性のレベルは、冷間引抜され、その後焼戻しされた管状製品と比べて、影響が少ない。冷間引抜加工の最終引抜後の回復処理は、２００～６００℃の範囲、例えば３００～６００℃の範囲で行えば、炭化物を均質に析出させることができる。これは成形性を高めるのに役立つものである。また、回復後のいかなる熱処理も、これよりもかなり低い温度で実施されてしまうと、微細構造に与える影響は無視できる程度のものとなる。また、本発明においては、経時変化に対する感度が抑えられているが、その感度は、遊離した格子間物質（主として炭素）の拡散に関連がある。

したがって、冷間引抜後に焼き入れした管状製品と比較して、本発明によって製造された管状製品は、同様の高い（または更に高い）強度特性及び良好な伸長特性を有するが、歪みの結果としての延性の損失に対して、かなり感度が低くなっている。冷間引抜、焼入れ、および焼戻しを行った管状製品と比較して、本発明に従って製造された管状製品は、回復処理および焼戻し処理のそれぞれを同等の温度で行った場合に、はるかに高い強度特性及び同様の伸長特性を有する。強度が高いため、壁の厚さがより薄い管状構成部品を使用することができ、その結果、構成部品は、最終用途での重量を軽減することができる。

本発明による方法では、中間オーステナイト化および焼入れ工程の後に、少なくとも１回の冷間引抜が行われる。好ましくは、中間オーステナイト化および焼入れステップ後の１回以上のプルの面積の減少の合計は、少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１５％、より好ましくは少なくとも２０％であり、それによって中間オーステナイト化及び焼入れステップ後の十分な歪み硬化が保証される。例えば、中間オーステナイト化及び焼入れ工程後に２０％の面積減少を達成するためには、最後から２番目のプルで１０％の面積減少、最終プルで１１％の面積減少が必要となる。好ましい実施形態では、中間オーステナイト化および焼入れステップは、冷間引抜ステップｂ）の最後から２番目のプルと最終プルとの間で実施される。そして、有利なことには、冷間引抜工程の最終プルにおける、面積の減少として測定される変形は、少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１５％、より好ましくは少なくとも２０％である。

ここで注目すべきは、欧州特許出願公開第２６５０３８９Ａ２号（Ｔｅｎａｒｉｓ Ｃｏｎｎｅｃｔｉｏｎｓ Ｂ．Ｖ）が、鉱業において使用可能で、良好な寸法公差を維持しつつも、高い耐摩耗性、高い衝撃靭性を有する鋼管を実現することを目的とした鋼管及びロッドの製造方法を開示していることである。欧州特許出願公開第２６５０３８９Ａ２号の鋼組成物は、約０．１８～０．３２重量％の炭素、約０．３～１．６重量％のマンガン、約０．１～０．６重量％のケイ素、約０．００５～０．０８重量％のアルミニウム、約０．２～１．５重量％のクロム、約０．２～１．０重量％のモリブデン、及び残余の量の鉄と不純物とを含む。管は、約１５％～３０％の面積減少をもたらすように第１の冷間引抜加工を行い、その後、ＡＣ３より約５０℃高い温度～ＡＣ３より約１５０℃未満だけ高いオーステナイト化温度まで熱処理し、その後、室温程度まで、最低でも２０℃／秒の速度で急冷して焼き入れすることができる。その後、２回目の冷間引抜を行って、約６％～１４％の面積削減を実現することができる。２回目の熱処理は、管から応力を除去するために、約４００～６００℃の温度まで、約１５～６０分間加熱することによって行うことができる。その後、管を室温程度に冷却することができる。

本発明による方法で使用される鋼組成物は、Ｆｅ及び不可避的不純物に加えて、以下のもの（単位は、重量％）：
Ｃを０．０４～０．１５％と、
Ｍｎを０．９０～１．６０％と、
Ｓｉを０．１０～０．５０％と、
Ｃｒを０．０５～０．８０％と、
Ａｌを０．０１～０．５０％と、
Ｎを０．００３５～０．０１５０％と、所望の場合、後ほど詳しく述べるような、任意選択の１つ以上の元素とを含む。

以下、本発明による方法のプロセスステップと、組成物とを、より詳細に説明する。

プロセス
ステップａ）は、通常、鋼組成物を調製するサブステップ、鋼組成物をビレットに鋳造するサブステップ、ビレットに高温下で穿孔するサブステップ、穴を開けたビレットを少なくとも１回の熱間圧延パスで熱間圧延するサブステップを含み、更にオプションとして、２回の熱間圧延パスどうしの間にＡｃ３より高い温度まで加熱する、中間再加熱ステップを含む。

例えば、本発明による低炭素鋼組成物からの出発製品、典型的には、製鋼所での鋳造によって作られた、穴を開けることができる固体鋼棒またはビレットは、中空（継ぎ目のない）の長い管に成形される。固体ビレットは、例えば円形の形状を有し、その直径は、例えば約１４８ｍｍである。次に、固体ビレットは加熱され、例えばマンネスマンプロセスを用いて穿孔され、その後、熱間圧延機において、１回以上の後続の熱間圧延パスで圧延される。その間に外径および壁厚は実質的に減少し、長さは実質的に増加する。

有利なことには、ビレットは１２５０～１３００℃の範囲の温度に加熱される。穿孔加工時の温度差は５０℃以下に保たれる。穿孔加工時の圧下量は２以上（ＲＲ≧２％）が好ましい。例えば穿孔加工後の中空ビレットは外径が１４７ｍｍ、壁の厚さが１３ｍｍである。熱間圧延された中空管の断面に対する固体ビレットの断面積の比として測定される断面積減少は、所望の微細構造を実現するのに寄与する。

ステップａ）における熱間圧延は、数回のパスで実施される。有利なことには、１パス目のマンドレル圧延温度は少なくとも１１５０℃である。また、有利なことには、最終パ
スを含む各パスでの圧下量は、３以上（ＲＲ≧３％）である。好ましくは、最小断面積の減少の合計が１５％以上、より好ましくは２０％以上、最も好ましくは２５％以上である。例えば、熱間圧延された管は、外径が４２．４ｍｍで、壁の厚さが２．８ｍｍである。

熱間圧延工程は、熱間圧延された中間製品をＡｃ３超の温度、例えば８８０℃（これは後述する組成物のＡｃ３である）以上の温度に再加熱する、中間再加熱ステップを含んでいてもよい。

熱間圧延後、熱延された管は周囲温度まで、有利なことには静止した空気中で、硬い微細成分の発生を回避しながら、主にフェライト－ベイナイト微細構造をもたらすのに適切な冷却速度で冷却される。このようにして得られた中間管状製品は、その全長にわたり、円周方向でもほぼ均一な壁の厚さを有する。

本発明による方法では、オーステナイト化と徐冷（空冷）とを含む焼ならし処理を、熱間圧延後に炉内で行ってもよく、あるいは、熱間圧延の最終パスを、焼ならし圧延（焼ならし成形ともいう）として行ってもよい。焼ならし圧延では、最終圧延温度は、Ａｒ３より高い温度、好ましくはＡｒ３と結晶粒粗大化温度との間の温度、より好ましくはＡｒ３と１０５０℃の間の温度、最も好ましくは８５０～１０００℃の範囲内の温度、である。焼ならし処理を熱間圧延後に炉内で行う場合、焼ならし温度は、Ａｃ３より高い温度、好ましくはＡｃ３～１０００℃の間にある温度であり、相変態を完了させることができる時間にわたって、すなわち熱処理されている管の全セクションが、この温度範囲内の温度に達することができる時間にわたって行われる。

中間管状製品は、様々な仕上げステップ、例えば、歪み取り、端部のクロッピング、所望の長さへの切断、非破壊検査などにかけることができる。

その後の冷間引抜加工に備え、所定の長さに切断された管の表面を適切にコンディショニングする。典型的なコンディショニングステップは、酸溶液への浸漬などの酸洗、リン酸亜鉛とステアリン酸ナトリウムの組み合わせ又は反応性オイルなどの潤滑剤を、１層以上塗布することを含む。

適切なコンディショニングを施した管は、その後、少なくとも２回のパスを含む冷間引抜加工にかけられて、各パスの間、管の外径および壁の厚さが更に減少する。本発明によれば、冷間引抜工程は、冷間引抜工程の最終パスの前に、中間オーステナイト化及び焼入れ工程を含む。冷間引抜のプルどうしの間に行われる、この中間オーステナト化及び焼入れのステップは、少なくとも一度冷間引抜された管を、有利なことには誘導加熱によって、上で説明したようにＡｃ３よりも高い温度まで（急速）加熱することと、有利なことには水冷によって急冷して焼き入れすること、通常８００℃と５００℃の間で測定される、好ましくは少なくとも５０℃／秒の速度で急冷して焼き入れすることと、マルテンサイト開始（Ｍｓ）温度未満、好ましくは１００℃未満、より好ましくは５０℃未満の温度に到達するまで強制冷却し続けて、硬いマルテンサイト微細構造を生じる変態を実現することと、を含む。既に述べたように、好ましくは、中間オーステナイト化及び焼入れ工程後の面積の減少の合計は、少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１５％、より好ましくは少なくとも２０％である。好ましい実施形態では、最後のプルにおける面積の減少は，少なくとも１０％（ＲＡ≧１０％）である。有利なことには、中間オーステナイト化および焼入れ工程は、最後から２番目の冷間引抜プルと最後の冷間引抜プルとの間に行われる。冷間引抜された管の最終的な寸法は、例えば外径が２０～６０ｍｍの範囲内、壁の厚さが１～４ｍｍの範囲内である。

また、焼入れ・焼戻しの前に、中間焼ならし処理が、冷間引抜加工に組み込まれてもよ
い。

冷間引抜加工の後、内部応力や転位密度を低減し、微細構造を安定化させるために、２００～６００℃、例えば３００～６００℃の範囲内の温度で、最終回復熱処理を行う。最終回復熱処理では、鋼管を上記範囲内の温度で応力除去し、この温度では、降伏強度は、常温下よりも十分に低く、微細な炭化物の析出を促進して鋼材を回復させる。後者は、残留オーステナイトの変態を確保するため、最低でも２００℃の温度が必要である。最終回収熱処理温度が６００℃より高い場合、マルテンサイトの望ましくない再結晶化が起こるおそれがある。中間オーステナイト化及び焼入れのステップにより、マルテンサイト微細構造（単相鋼）が生成され、炭素が、過飽和固溶体中に存在している。最終回復熱処理中、炭素は鉄及び任意の他の炭化物を形成する合金元素（例えば、クロム及びモリブデン）と結合し、炭化物として析出する。これらの炭化物は、微細構造を安定させる。また、これらの炭化物は、歪み時効による脆化を最小限に抑えると推測される。理論にとらわれずに言えば、例えば上記の、冷感引抜され、次に焼き入れされた鋼のような、焼戻しを行っていない材料では、経時変化が起こると、固溶体内の大量の炭素が、転位の周りに非常に強いコットレル雰囲気を作り出し、この雰囲気が転位の動きを損なってしまい、その結果、脆化した材料になると考えられている。本発明による最終回復熱処理の結果、転位密度を低減し、炭化物の析出を促進することにより、上記の不利な現象は発生しないか、少なくとも相当程度低減されると推測される。そのため、ひずみ時効による脆化も低減させることができるであろう。

本発明により製造された管状部品は、回復後、通常、歪み取りや端部の成形などの仕上げ加工が施される。したがって、一実施形態では、本方法は、ステップｃ）からの管状製品、特にその端部を冷間成形する冷間成形ステップｅ）を更に含み、また任意選択的にではあるが、冷間成形ステップｅ）に先行して、ステップｃ）からの回復された管状製品を歪み取りする、歪み取りステップｄ）を更に含む。このような歪み負荷を適用すると、冷間引抜後焼き入れした管材と比較して、引張強さは同等かわずかに増加し、延性値もあまり影響を受けず、高い値を維持できることが判明している。歪み負荷の適用により、冷間引抜、その後焼入れ、焼戻しを行った鋼管は、冷間引抜、その後焼入れを行った鋼管と比較して、同様の強度上昇を示す、ただし強度レベルは低く、またその上昇の程度も小さい。

組成物
本発明による方法で使用される鋼組成物は、好ましくは、Ｆｅ及び不可避的不純物に加えて：
Ｃを０．０４～０．１５％と、
Ｍｎを０．９０～１．６０％と、
Ｓｉを０．１０～０．５０％と、
Ｃｒを０．０５～０．８０と、
Ａｌを０．０１～０．５０％と、
Ｎを０．００３５～０．０１５０％と、を含む（なお、単位は、重量％である）。

好ましくは、本組成物は、１つ以上の炭化物形成元素、窒化物形成元素、又は炭窒化物形成元素を、（炭）窒化物の形でＮを結合するのに十分な量で含む。これらの元素の例としては、Ａｌのほか、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂなどが挙げられる。好ましくは、これらの元素は、［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧［％Ｎ］の式を満たす（ただし、ここで、％は重量％である）。経年変化には、炭素を中心とした格子間元素の拡散が関係しているが、窒素の拡散も、経年変化に役割を担っている。上記の式は、残留窒素が、窒化物の形で結合していることを裏付けている。

また、本組成物は、以下の任意選択的元素を含んでいてもよい（なお、単位は重量％である）：
Ｍｏを０～０．５０％、
Ｎｉを０～０．５０％
Ｃｕを０～０．２５％、
Ｖを０～０．４０％、
Ｎｂを０～０．２０％、
Ｔｉを０～０．１０％、
Ｂを０～０．００５％、
Ｃａを０～０．００５。

不可避的な不純物が存在する場合、それらは以下の量である：
Ａｓは０～０．０５％、
Ｓｂは０～０．０５％、
Ｓｎは０～０．０５％、
Ｐｂは０～０．０５％、
Ｂｉは０～０．００５％、
Ｓは０～０．０１５％、
Ｐは０～０．０２５％。

本組成物の残りの部分は、鉄（Ｆｅ）である。

有利なことには、
［％Ｓｎ］＋［％Ｓｂ］＋［％Ｐｂ］＋［％Ａｓ］＋［％Ｂｉ］≦０．１０％であり、かつ／又は
０．３≦Ｃｅｑ≦０．７であり（ただし式中、Ｃｅｑ＝［％Ｃ］＋［％Ｍｎ］／６＋（［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｖ］）／５＋（［％Ｎｉ］＋［％Ｃｕ］）／１５である）、かつ／又は
［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧［％Ｎ］である（なお［％］は、重量％である）。好ましくは、本鋼組成物は、これらの３つの式を全て満たす。

鋼組成物、好ましくは溶接性の観点から低炭素鋼組成物、更に好ましくは（微細合金）鋼組成物は、１種以上の炭化物形成元素、窒化物形成元素、又は炭窒化物形成元素を含み、上記に説明したように、結晶粒微細化に対する（炭）窒化物効果を利用するために、Ｎが、（炭）窒化物の形態で結合されていることを裏付けている。

本組成物は、合金元素について、非常に無駄のない組成で、特にモリブデンやバナジウムを最低の量でも必要としない。本組成物は、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの窒化物形成元素に対して、最小限のＮの含有量を保証し、オーステナイト化時に十分な（炭）窒化物を存在させて、粒度制御を改善させる。低炭素微細合金組成物中の各元素について、以下のように説明する。括弧内の範囲は好ましい範囲であり、コストと、構造、プロセス、および／または特性への有益な効果とのバランスを示すものである。

炭素（Ｃ）：０．０４～０．１５（０．０６～０．１２）
Ｃは、変態の最終段階で非常に微細な炭化物を析出させ、鋼を強化するために必要である。しかし、過剰な量の炭素は焼入れの際に大きな内部応力を発生させ、溶接が非現実的になったり、あるいは全く不可能になったりする。したがって、Ｃの含有量は、０．０４～０．１５、好ましくは０．０６～０．１２である。

マンガン（Ｍｎ）：０．９０～１．６０（１．００～１．４０）
Ｍｎは、様々な異なる機能を有する、重要な合金元素である。オーステナイトを冷却すると、Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態温度が下げるので、焼ならしすると、Ｍｎは、核生成対成長の割合を上げて、最終的に結晶粒が微細化される。その代わり、Ｍｎは、焼入れ時に材料の硬化性を高め、より大きなセクションで、完全なマルテンサイト構造を得ることを確実にする。しかし、Ｍｎが過剰になると、焼入れ後のオーステナイトの保持量が、望ましくないほど多くなる場合があり得る。また、Ｍｎは粒間破壊強度を低下させることが知られており、過剰に添加すると衝撃靱性に影響が出てしまう。したがって、Ｍｎの含有量は、０．９０～１．６０、好ましくは１．００～１．４０である。

ケイ素（Ｓｉ）：０．１０～０．５０（０．２０～０．３５）
Ｓｉは、鋼の脱酸のために含有されている。しかし、大量に使用すると、靭性に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉは粒界へのＰの偏析を促進し、合金は、焼き戻し脆化を起こしやすくなってしまう。したがって、Ｓｉの含有量は、０．１０～０．５０であり、好ましくは０．２０～０．３５である。

クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．８０（０．３０～０．６０）
Ｃｒは鋼の焼入れ性を高める効果があり、炭化物形成元素として、連続冷却時にベイナイトを生成させる。Ｃｒの量が多すぎると、焼入れへの効果がなくなり、製鋼のコストが余計に高くなる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．０５～０．８０、好ましくは、０．３０～０．６０である。

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５０（０．０１５～０．０３０）
Ａｌは脱酸元素であり、窒化物形成元素である。十分な脱酸を行うために最低限の量が必要で、残留窒素を結合させることができる。過剰に使用すると、大量の非金属含有物が発生する可能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１～０．５０であり、好ましくは０．０１５～０．０３０である。

窒素（Ｎ）：０．００３５～０．０１５０（０．００６～０．０１０）
Ｎは、ある面では、製鋼における不可避的な残留元素である。しかし、Ｎは（炭）窒化物形成元素であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等との窒化物の析出を促進し、粒度制御に利用できるため、実際には少量が望ましい。したがって、粒度制御には最低限の含有量が必要である。一方、遊離のＮ（格子間固溶体中）は、経時変化による影響を大きくし、リューダーズ帯の形成を促進し、最終的に製品の冷間成形性を低下させるため、避ける必要がある。したがって、Ｎの含有量は、０．００３５～０．０１５０、好ましくは、０．００６～０．０１０である。Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、化学量論式［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧［％Ｎ］、好ましくは、［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧１．１［％Ｎ］に従って、残留するＮを結合させるのに十分な量である必要がある。なお、ここで［％］は重量％である。

モリブデン（Ｍｏ）：０～０．５０（０．１０～０．２０）
Ｍｏは鋼の焼入れ性を高めるのに非常に有効であり、強力な炭化物形成元素として、連続冷却時に、ベイナイトの生成を可能にする。また、Ｍｏは焼戻しに対する耐性を向上させ、靭性の向上と内部応力の低減を図りながら、望ましい強度レベルを維持することができる。Ｍｏは、コストの点から、また、マルテンサイト変態温度を低下させ、焼入れ時のオーステナイト保持量が多くなるため、多量に含有させることは好ましくない。したがって、Ｍｏの含有量は、０～０．５０、好ましくは０．１０～０．２０である。

ニッケル（Ｎｉ）：０～０．５０（０～０．２０）
Ｎｉはオーステナイト安定化剤であり、Ｍｎと同様に変態温度を下げることでフェライト粒径を微細化することができる。また、Ｎｉは靭性を向上させる。しかし、Ｎｉは焼入れ時にオーステナイトの保持量を増加させるため、制限する必要がある。また，Ｎｉは高価であることが多く，同様の効果は他の方法で得られる可能性がある。したがって、Ｎｉの含有量は、０～０．５０であり、好ましくは０～０．２０である。

銅（Ｃｕ）：０～０．２５（０～０．２０）
Ｃｕは焼入れ性を若干向上させ、また、不可避的に鉄スクラップの中に入ってしまう。しかし、Ｃｕを多量に使用すると熱間短絡が発生し、熱間加工品の表面品質が低下する（粗さが大きくなる）だけでなく、修理不能な重大な欠陥が発生する可能性がある。したがって、Ｃｕの含有量は、０～０．２５、好ましくは、０～０．２０に限定される。

バナジウム（Ｖ）：０～０．４０（０～０．１０）
Ｖは強力な炭化物・窒化物形成剤であり、焼入性を高め、析出硬化を達成し、オーステナイト粒径を微細化するために存在する。精錬元素としての有効性は、高温でのオーステナイトへの溶解度によって制限する。したがって、Ｖの含有量は、０～０．２０であり、好ましくは０～０．１０である。

ニオビウム（Ｎｂ）：０～０．２０（０～０．０５）及びチタン（Ｔｉ）：０～０．１０（０～０．０５）は、強力なカーバイド形成元素である。その役割は、オーステナイト粒径の制御においてＶと同様であり、オーステナイトへの溶解度が低いため、前者よりも効果的である。チタンは高温（約１１００℃超）でＮｂより効果的であるが、Ｎｂは一般に析出物の分散がより細かく、先行するオーステナイトの粒径としては最も細かい粒径を達成することができる。

スズ（Ｓｎ）：０～０．０５（０～０．０３）、アンチモニー（Ｓｂ）：０～０．０５（０～０．０１）、ヒ素（Ａｓ）：０～０．０５（０～０．０３）、鉛（Ｐｂ）：０～０．０５（０～０．０１）、及びビスマス（Ｂｉ）：０～０．００５。

これらの不可避的な不純物は、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。したがって、その含有量は限られたものとなる。有利なことには、［％Ｓｎ］＋［％Ｓｂ］＋［％Ｐｂ］＋［％Ａｓ］＋［％Ｂｉ］≦０．１０％、なお、［％］は重量％である。

リン（Ｐ）：０～０．０２５、好ましくは０～０．０２、硫黄（Ｓ）：０～０．０１５、好ましくは、０～０．００５。Ｐ及びＳも、不可避的元素であり，以下に示すようにその含有量は限られたものとなる。

カルシウム（Ｃａ）：０～０．００５；ＲＥＭ：０～０．００５。
Ｃａ及び希土類金属（ＲＥＭ）は、介在物抑制に用いられ得る。Ｃａ及びＲＥＭは、Ａｌ及びＭｇと、複合酸化物を形成する。これらの複合酸化物は、より低い融点を有する。これらの複合酸化物は、浮遊を促進するため、結果として介在物の含有量を減少させることになる。また、保持されてしまう非金属介在物の形状を球状化して、それらが脆化を引き起こす効果を弱める。Ｃａ、Ｍｇの大部分が、このようにして形成されるスラグに残るものの、処理後のＣａの、鋼における残留量は、不可避的な量となる。

ホウ素（Ｂ）０～０．００５（０～０．０００５）
Ｂは、焼入れ性を、最大約０．００２０％高める（実際の炭素含有量による）。また、ホウ素は窒化ホウ素の形成を促進し、靭性に悪影響を及ぼすことがあるが、その析出は約３．４×Ｎ以上のＴｉの作用によってのみ抑制される。所望の焼入れ性を得るために意図
的にＢを添加することは、厳密には必要ではなく、更に、特にＴｉを添加しない場合は、最適な靭性を確保するために、Ｂ含有量を制限すべきである。また、有利なことには、炭素当量で測定される焼入れ性（ＩＩＷ式）にも制限が課される：０．３≦Ｃｅｑ≦０．７、なお、
Ｃｅｑ＝［％Ｃ］＋［％Ｍｎ］／６＋（［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｖ］）／５＋（［％Ｎｉ］＋［％Ｃｕ］）／１５であり、ここで［％］は、重量％である。

製鋼プロセス及び介在物の含有量
一般的に製鋼工程は、硫黄とリンの含有量を非常に低くするために、クリーンな実践条件を用いて行われる。ＳとＰの含有量が少ないことは、機械的特性、特に延性と靭性を実現するために重要である。

鋼は、クリーンな実践条件下で製造され、非金属介在物が極めて少ないことが保証される。その観点から、有利なことには、ＡＳＴＭ Ｅ４５標準規格の、最悪フィールド法（方法Ａ）に従った介在物レベルが適用される：

更に、クリーンな実践条件により、３０μｍ以下のサイズの、オーバーサイズの介在含有物を得ることが可能となる。その観点から、全酸素含有量を、２０ｐｐｍに制限する。

二次精錬における、極めてクリーンな実践条件の例として、取鍋精錬炉内で不活性ガスをバブリングすることが挙げられる。気泡化したガスは、非金属介在物や不純物を強制的に溶鋼上に浮遊させる。これらの介在物や不純物を吸収できる流体スラグを製造し、更に溶鋼にケイ素やカルシウムを添加して、介在物の大きさや形状を改質することで、所望の低い含有量の介在物しか有しない、微細合金化低炭素鋼の作製に貢献する。

微細構造
上記のような任意選択の焼きならし処理後の中空体は、好ましいことに、細粒微細構造を有し、この構造は、フェライト（多角形、針状、および／またはウィドマンシュテッテン構造）、ベイナイト、好ましくは２０（面積）％超のベイナイト、およびパーライト、好ましくは５％未満のパーライトで構成される。均質な微細構造により、鋳造時に不可避的に発生する残留元素の偏析が低減される。中空体は、良好なひずみ硬化能を有し、冷間
引抜管の品質、特に機械的特性が確保される。マルチパス冷間引抜工程における最終冷間引抜プルの前に行われる、本発明による方法の一部としての中間オーステナイジングおよび焼入れ工程は、冷間引抜に供される熱延管の微細構造を、マルテンサイトと少量のベイナイト、好ましくは２０％以下のベイナイト、および好ましくは５％以下のフェライトからなる、主にマルテンサイトからなる構造に変換させるものである。

冷延後の最終回復熱処理により実現される最終的な微細組織は、８０％以上の歪硬化・回復マルテンサイトと、より少ない量のベイナイトを含み、微量の、粗粒ベイナイトおよびフェライトを含むが、好ましくは、粗粒ベイナイトおよびフェライトは、可能な限り少ない量で含まれる。好ましくは、微細構造は、９０％のマルテンサイトおよびより少ない量のベイナイト（焼入れ後、更に冷間引抜を行う前に測定した硬度（ＨＲＣ）が、２７＋５８×［％Ｃ］超であることから判定）、より好ましくは９５％以上のマルテンサイトおよびより少ない量のベイナイト（焼入れ後、更に冷間引抜前に測定した硬度（ＨＲＣ）が、２９＋５９×［％Ｃ］であることから判定）を含む。

有利なことには、最終的な微細構造の粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）は、９以上、好ましくは１０以上である。粒度数が高ければ高いほど、より微細な微細構造が得られる。

特性
本発明による方法は、以下の機械的特性の１つ以上を有する管状製品を製造することを可能にする：
降伏強度（ＹＳ）：８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上；
引張強さ（ＴＳ）：１１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）以上；
全伸び（Ａ ５Ｄ）：９％以上；
ＤＢＴＴ：－６０℃以下；
耐破裂性：－６０℃で、卓越的な（５０％超）延性がある。

降伏強度、引張強度、伸びは、ＡＳＴＭ Ｅ８に従って測定される。破裂試験は、例えば、管の端に平らな鋼板やフランジを溶接するなどして、管の端を密閉して行った。その後、管が破断するまで適当な流体で管に内圧をかける。試験は、温度調節されたチャンバー内において、所望の温度で行ってもよいし、液温を調節して行ってもよい。

有利なことには、上記の特性のうち少なくとも２つ、より好ましくは、全ての特性を併せ持った製品が得られる。

実施例
表１に示す微細合金鋼組成物をクリーンな実践条件下で調製し、直径約１４８ｍｍを有する丸ビレットに鋳造した。このビレットは、８７０℃の温度、すなわちＡｃ３以上の温度への誘導加熱ステップ、穿孔ステップ、中間再加熱と最終伸張低減圧延とを伴うフローティングマンドレル技術を用いた熱間圧延ステップ、冷却ステップ、および炉での焼きならしステップからなるプロセスに供された。

実施例１（比較例）
上記のようにして得られた外径（ＯＤ）４２．４ｍｍ、壁の厚さ（ＷＴ）２．９ｍｍを
有する組成Ａからなる熱間圧延中空体を、３０×１．８５ｍｍ（外径×壁の厚さ）のサイズに、２回のプルで冷間引抜し、９００～１０３０℃の範囲内の温度で熱処理し、水スプレーを用いて焼入れを行った。こうして得られた管状製品に、仕上げ成形の効果を模擬するため、歪み処理を模した外径２５ｍｍまで冷間フレーミング（マンドレルなしの冷間引抜）を行った。回復処理は行わなかった。

実施例２（比較例）
別の例では、同じ組成のＡを、同じ条件で同様のプロセスに従って管を製造するためにも使用したが、ただし、例外として、歪処理（マンデルフリー冷間引抜）のシミュレーションの前に４００℃で焼入れと焼戻しの熱処理を行った。

以下の表２は、シミュレーション前のこれらの実施例で得られた製品（「受け取り状態」）、および矯正と歪みをシミュレートする冷間加工後の製品（「歪み状態」）について、それぞれの規格ＡＳＴＭ Ｅ８およびＡＳＴＭ Ｅ１０を用いて測定した特性を列挙したものである。

これらの実施例の比較から、実施例１（引抜－焼入れ－再引抜）は、延伸性の低下を除き、ほぼ全ての面で実施例２（引抜－焼入れ及び焼戻し－再引抜）を上回っているように見える（Ａ ５Ｄ）。

実施例３（本発明）
鋼組成物Ｂを用い、実施例１で概説したプロセスに従って管状製品を製造したが、冷間引抜加工最終プルの前に、中間オーステナイト化および焼入れ処理を組み込み、冷間引抜
加工最終プルの後に、４３０℃での最終回復熱処理を組み込んだ。焼入れは、９５０℃に誘導加熱し、５秒間浸漬した後、外部水スプレーにより室温まで急冷して焼き入れした（冷却速度は５０℃／秒超）。熱間圧延後の中空体の寸法は４８．３×３．４ｍｍ（外径×壁の厚さ）であった。冷間圧延製品の最終サイズは３５×２ｍｍであった。

得られた製品の金属的および機械的特性は以下の通りであった：
ＵＴＳ：１２４８ＭＰａ（１８２ｋｓｉ）；
ＹＳ：１２２８ＭＰａ（１７８ｋｓｉ）；
全伸び：１０％；
粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）：１３；
硬度ＨＶ_１０：３９４；
周囲温度での破裂：１７３１～１７３８バール（２５．１～２５．２ｋｓｉ）；
－６９℃での破裂の裂け目の出現：５０％超のせん断面

実施例４（本発明）
鋼組成物Ｃから、実施例１に概説したプロセスに従って管状製品を製造した。ただし、ここでも、冷間引抜加工最終プルの前に、中間オーステナイト化および焼入れ処理を組み込み、冷間引抜加工最終プルの後に、４００℃での最終回復熱処理を組み込んだ。焼入れは、９００～１０３０℃の誘導加熱後、外部水スプレー（冷却速度５０℃／秒超）により室温まで急冷して焼き入れすることで行った。熱間圧延後の中空体の寸法は３８．０×２．９ｍｍであった。１回目の冷間引抜で２９％圧下し、中空体の寸法は３４．５×２．２５ｍｍとなった。２回目の冷間引抜で２６％圧下し、冷間引抜製品の最終サイズは３０×１．９２ｍｍであった。

このようにして得られた製品は、次のような金属的および機械的特性を有していた：
ＵＴＳ：１２６２ＭＰａ（１８３ｋｓｉ）；
ＹＳ：１１７２ＭＰａ（１７０ｋｓｉ）；
全伸び：１６．８％；
粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）：１１～１２；
硬度ＨＶ_１０：４２８；
周囲温度での破裂：平均１９７２バール（２８．６ｋｓｉ）；
－６０℃での破裂の裂け目の出現：５０％超のせん断面

実施例５（比較例）
冷間引抜を１回とし、その後に焼入れ工程を行った以外は、鋼組成物Ｄを用いて実施例１を繰り返した。熱間圧延後の中空体の寸法は３８．１×２．７ｍｍであった。３２％の圧下量で冷間引抜を１回行った後の中空体は、３３．２×２．０８ｍｍの寸法となった。

この製品の金属的、機械的特性は以下の通りであった：
ＵＴＳ：１２７７ＭＰａ（１８３ｋｓｉ）；
ＹＳ：９９２ＭＰａ（１７０ｋｓｉ）；
全伸び：１５％；
粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）：１１～１２；
硬度ＨＶ_１０：４１３；

実施例６（比較例）
鋼組成物Ｅを用いて、実施例２を繰り返したが、ただし、冷間引抜を１回とし、その後
に３８０℃で焼入れ・焼戻しを行った。熱間圧延後の中空体の寸法は３８．１×２．７ｍｍであった。３３％の圧下量で冷間引抜１回行った後の中空部は、３２×２．１５ｍｍの寸法であった。

この製品の金属的、機械的特性は以下の通りであった：
ＵＴＳ：１０８４ＭＰａ（１８３ｋｓｉ）；
ＹＳ：９１１ＭＰａ（１７０ｋｓｉ）；
全伸び：１３％；
粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）：１１～１２；
硬度ＨＶ_１０：Ｎ．Ａ．

実施例４～６の管状製品を、面積減少率１７％の冷間成形（マンドレルなしでの冷間引抜）によって模した歪み処理にかけた。以下の表３はその結果をまとめたもので、「受け取り状態」はこれらの実施例に従って製造された管状製品を示し、「歪み状態」は模擬歪み処理後の管状製品を示す。

この表から、本発明による実施例４の引張強さは、実施例６の引張強さより高いことがわかる。これは伸長率にも当てはまる。実施例５の強度は実施例４の強度より高いが、本発明による実施例４の伸び値は、受け取り状態の管状製品および歪み状態製品のいずれにおいても、より高い値である。このように、本発明に従って製造された製品の強度特性と延性特性の好ましい組み合わせは、冷間加工後にも残り、製品を適切に仕上げることを可能にする。

更に、本発明による実施例４の転位密度は、平均微小歪みε（転位密度ρはε^２に比例することに注意（ρ＝Ａ×（ε^２）、なお、Ａは材料定数である））を示す図１からも明らかなように、実施例５のそれよりも著しく低いことが判明している。明らかなように、
本発明では、転位密度は、実施例５の実施形態よりもはるかに低い。更に、冷間加工（＝ひずみ加工）しても、本発明の転位密度はほとんど変わらないが、実施例５の材料は微小ひずみがかなり増加し、したがって転位密度もかなり増加した。転位密度の増加は、硬度および強度を増加させるが、延性特性および靭性特性を減少させることから、歪み処理は、実施例５の材料よりも少ない程度ではあるが、本発明による鋼管に、強度および伸び、したがって成形性に関して、影響を与えると推測できる。

エアバッグ用圧力容器
本発明に従って製造されたシームレス管は、所定の長さに切断された後、公知の技術、例えば、圧着、かしめ加工などを用いて、所望の形状に冷間成形される。代替案として、本発明に従って加工された溶接管を使用することも可能である。冷間成形された管の両端には、エンドキャップとディフューザが、例えば、摩擦溶接、アーク溶接、レーザー溶接などの公知の技術で溶接され、エアバッグインフレータ圧力容器が製造される。

本発明はまた、以下の条項に反映されている：
条項１
鋼組成物から管を製造する方法、特に貯蔵ガスインフレータ圧力容器のための管を製造する方法であって、
ａ）少なくとも１回の熱間圧延または熱間成形パスを含む、鋼組成物から鋼管を製造するステップ、
ｂ）前記鋼管を冷間引抜工程にかけて所望の寸法を得るステップであって、前記冷間引抜工程が、少なくとも２回のプルと、前記冷間引抜工程の最終プルの前の、中間オースチン化及び焼入れステップとを含むステップ、
ｃ）前記冷間引抜工程の最終プルに続いて、２００～６００℃の範囲内の温度で、最終回復熱処理を前記冷間引抜された鋼管に対して実行するステップ、を含み、
前記鋼組成物は、重量％単位で、
Ｃを０．０４～０．１５、
Ｍｎを０．９０～１．６０、
Ｓｉを０．１０～０．５０、
Ｃｒを０．０５～０．８０、
Ａｌを０．０１～０．５０、
Ｎを０．００３５～０．０１５０、
残りの量の鉄および不可避的不純物を含む、
方法。

条項２
中間オーステナイト化および焼入れステップ後の、１回以上のプルによる面積の減少の合計が、少なくとも１０％である、条項１に記載の方法。

条項３
中間オーステナイト化および焼入れステップ後の、１回以上のプルの面積の減少の合計が少なくとも１５％である、条項２に記載の方法。

条項４
中間オーステナイト化および焼入れステップ後の、１回以上のプルの面積の減少の合計が
少なくとも２０％である、条項２に記載の方法。

条項５
中間オーステナイト化および焼入れステップが、冷間引抜工程の、最後から２番目のプルと最終プルとの間に実施される、条項１に記載の方法。

条項６
中間オーステナイト化および焼入れステップは、少なくとも５０℃／秒の焼入れ速度で焼入れすることを含む、条項１に記載の方法。

条項７
鋼管を製造するステップａ）が、鋼組成物を調製するサブステップと、組成物をビレットに鋳造するサブステップと、ビレットに高温で穿孔するサブステップと、穿孔したビレットを少なくとも１回の熱間圧延パスで熱間圧延するサブステップであって、任意選択で、２回の熱間圧延パスどうしの間に、Ａｃ３より高い温度まで中間再加熱することを含むサブステップと、を含む、条項１に記載の方法。

条項８
各熱間圧延パスにおける圧下量が少なくとも３％である、条項１に記載の方法。

条項９
ステップｂ）において、中間オーステナイト化および焼入れステップが、Ａｃ３より高い温度に加熱することを含む、条項１に記載の方法。

条項１０
ステップｂ）において、中間オーステナイト化および焼入れステップが、８８０～１０５０℃の範囲内で加熱することを含む、条項９に記載の方法。

条項１１
熱間圧延後にＡｃ３より高い温度で、熱間圧延管を熱処理すること、またはＡｒ３より高い温度で、熱間圧延最終パスで焼きならし圧延することを含む、焼きならし熱処理を更に含む、条項１に記載の方法。

条項１２
焼きならし熱処理が、熱間圧延後に、熱間圧延された管を、Ａｃ３と１０００℃との温度で熱処理することを含む条項１１に記載の方法。

条項１３
焼ならし熱処理が、熱間圧延最終パスにおいて、Ａｒ３と結晶粒粗大化温度との間の温度で焼ならし圧延を行うことを含む、条項１１に記載の方法。

条項１４
焼きならし熱処理が、熱間圧延最終パスにおいて、Ａｒ３と１０５０℃との間の温度で焼
きならし圧延を行うことを含む、条項１３に記載の方法。

条項１５
焼きならし熱処理が、熱間圧延最終パスにおいて、８５０～１０００℃の範囲内の温度で焼きならし圧延を行うこと含む、条項１３に記載の方法。

条項１６
ステップｃ）からの管状製品、特にその端部、を冷間成形する冷間成形ステップｅ）であって、任意選択的に、ステップｃ）からの回復された管状製品を矯正する矯正ステップｄ）によって先行される、ステップｅ）をさらに含む、条項１に記載の方法。

条項１７
１つ以上の炭化物形成元素、窒化物形成元素、または炭窒化物形成元素を、（炭）窒化物の形でＮを結合するのに十分な量で含む、条項１に記載の方法。

条項１８
鋼組成物が、任意選択の元素：
０～０．５０％のＭｏ、
０～０．５０％のＮｉ、
０～０．２５％のＣｕ、
０～０．４０％のＶ、
０～０．２０％のＮｂ、
０～０．１０％のＴｉ、
０～０．００５％のＢ、
０～０．００５％のＣａのうちの１つ以上を更に含む、条項１に記載の方法。

条項１９
不可避的不純物が：
Ａｓを０～０．０５、
Ｓｂを０～０．０５、
Ｓｎを０～０．０５、
Ｐｂを０～０．０５、
Ｂｉを０～０．００５、
Ｓを０～０．０１５、
Ｐを０～０．０２５含む、条項１に記載の方法。

条項２０
［Ｓｎ］＋［％Ｓｂ］＋［％Ｐｂ］＋［％Ａｓ］＋［％Ｂｉ］≦０．１０％である（式中、［％］は、重量％である）、条項１９に記載の方法。

条項２１
０．３≦Ｃｅｑ≦０．７である（式中、Ｃｅｑ＝［％Ｃ］＋［％Ｍｎ］／６＋（［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｖ］）／５＋（［％Ｎｉ］＋［％Ｃｕ］）／１５である）、条項１
８に記載の方法。

条項２２
［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ／３．４］＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧［％Ｎ］である（ただし式中［％］は重量％である）、条項１８に記載の方法。

条項２３
鋼組成物が、単位は重量％で、
Ｃを０．０６～０．１２、
Ｍｎを１．００～１．４０、
Ｓｉを０．２０～０．３５、
Ｃｒを０．３０～０．６０、
Ａｌを０．０１５～０．０３０、
Ｎを０．００６～０．０１０、
を含む、条項１に記載の方法。

条項２４
［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧１．１［％Ｎ］である（式中、［％］は重量％である）、条項２２に記載の方法。

条項２５
得られた管が：
８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の降伏強度（ＹＳ）、
１１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）以上の引張強度（ＴＳ）、
９％以上の全伸び（Ａ ５Ｄ）、
－６０℃以下のＤＢＴＴ、
－６０℃で、５０％超の延性を有する耐破裂性、
のうちの１つ以上の特性を有する、条項１に記載の方法。

条項２６
得られた管が：
８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の降伏強度（ＹＳ）、
１１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）以上の引張強度（ＴＳ）、
９％以上の全伸び（Ａ ５Ｄ）、
－６０℃以下のＤＢＴＴ、
－６０℃で５０％超の延性を有する耐破裂性、
という特性を有する、条項２５に記載の方法。

条項２７
得られた鋼管が、８０％以上のマルテンサイトと、より少ないベイナイトと、残余の量の粗大ベイナイト及びフェライトとを含む、マルテンサイト主体の微細構造を有する、条項１に記載の方法。

条項２８
得られた管が、９０％以上のマルテンサイトと、より少ないベイナイトとを含む、マルテンサイト主体の微細構造を有する、条項２７に記載の方法。

条項２９
得られた管が、９５％以上のマルテンサイトと、より少ないベイナイトとを含む、マルテンサイト主体の微細構造を有する、条項２７に記載の方法。

条項３０
得られた管が、５％未満のフェライトを含む、マルテンサイト主体の微細構造を有する、条項２７に記載の方法。

条項３１
得られた管中の粒度数が、９以上、好ましくは１０以上、である条項１に記載の方法。

条項３２
自動車構成部品，特にエアバッグインフレータの圧力容器であって、条項１にしたがって製造された、ある長さの管を含む、自動車部品。

平均微小歪みεを示す。

Claims (19)

1. 鋼組成物から管を製造する方法、特に貯蔵ガスインフレータ圧力容器のための管を製造する方法であって、
   ａ）少なくとも１回の熱間圧延または熱間成形パスを含む、鋼組成物から鋼管を製造するステップ、
   ｂ）前記鋼管を冷間引抜工程にかけて所望の寸法を得るステップであって、前記冷間引抜工程が、少なくとも２回のプルと、前記冷間引抜工程の最終プルの前の、中間オースチン化及び焼入れステップとを含むステップ、
   ｃ）前記冷間引抜工程の最終プルに続いて、２００～６００℃の範囲内の温度で、最終回復熱処理を前記冷間引抜された鋼管に対して実行するステップ、を含み、
   前記鋼組成物は、重量％単位で、
   Ｃを０．０４～０．１５、
   Ｍｎを０．９０～１．６０、
   Ｓｉを０．１０～０．５０、
   Ｃｒを０．０５～０．８０、
   Ａｌを０．０１～０．５０、
   Ｎを０．００３５～０．０１５０、
   Ｍｏを０～０．５０、
   Ｎｉを０～０．５０、
   Ｃｕを０～０．２５、
   Ｖを０～０．４０、
   Ｎｂを０～０．２０、
   Ｔｉを０～０．１０、
   Ｂを０～０．００５、
   Ｃａを０～０．００５、
   Ａｓを０～０．０５、
   Ｓｂを０～０．０５、
   Ｓｎを０～０．０５、
   Ｐｂを０～０．０５、
   Ｂｉを０～０．００５、
   Ｓを０～０．０１５、
   Ｐを０～０．０２５、
   残余のＦｅ及び不可避的不純物を含む、
   方法。
2. 前記中間オーステナイト化および焼入れステップ後の、１回以上のプルによる面積の減少の合計が、少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１５％、より好ましくは少なくとも２０％である、請求項１に記載の方法。
3. 前記中間オーステナイト化および焼入れステップが、前記冷間引抜工程の、最後から２番目のプルと最終プルとの間に実施される、請求項１または請求項２に記載の方法。
4. 前記中間オーステナイト化および焼入れステップは、少なくとも５０℃／秒の焼入れ速度で焼入れすることを含む、請求項１～３のいずれか１項に記載の方法。
5. 鋼管を製造する前記ステップａ）が、前記鋼組成物を調製するサブステップと、前記組成物をビレットに鋳造するサブステップと、前記ビレットに高温で穿孔するサブステップと、穿孔したビレットを少なくとも１回の熱間圧延パスで熱間圧延するサブステップであって、任意選択で、２回の熱間圧延パスどうしの間に、Ａｃ３より高い温度まで中間再加熱
   することを含むサブステップと、を含む、請求項１～４のいずれか１項に記載の方法。
6. 各熱間圧延パスにおける圧下量が少なくとも３％である、請求項１～５のいずれか１項に記載の方法。
7. ステップｂ）において、前記中間オーステナイジングおよび焼入れステップが、Ａｃ３より高い温度、好ましくは８８０～１０５０℃の範囲内の温度に加熱することを含む、請求項１～６のいずれか１項に記載の方法。
8. 熱間圧延後にＡｃ３より高い温度で前記熱間圧延管を熱処理すること、またはＡｒ３より高い温度で前記熱間圧延最終パスで焼きならし圧延することを含む、焼きならし熱処理を更に含む、請求項１～７のいずれか１項に記載の方法。
9. 焼きならし熱処理が、熱間圧延後に、前記熱間圧延された管を、Ａｃ３～１０００℃の温度で熱処理することを含む、請求項８に記載の方法。
10. 前記焼ならし熱処理が、最終熱延パスにおいて、Ａｒ３と結晶粒粗大化温度との間の温度、好ましくはＡｒ３～１０５０℃の間の温度、より好ましくは８５０～１０００℃の範囲内の温度で焼ならし圧延を行うことを含む、請求項８に記載の方法。
11. ステップｃ）からの前記管状製品、特にその端部、を冷間成形する冷間成形ステップｅ）であって、任意選択的に、ステップｃ）からの前記回復された管状製品を矯正する矯正ステップｄ）によって先行される、ステップｅ）をさらに含む、請求項１～１０のいずれか１項に記載の方法。
12. ［％Ｓｎ］＋［％Ｓｂ］＋［％Ｐｂ］＋［％Ａｓ］＋［％Ｂｉ］≦０．１０である（式中、［％］は、重量％である）、請求項１～１１のいずれか１項に記載の方法。
13. ０．３≦Ｃｅｑ≦０．７であり（式中、Ｃｅｑ＝［％Ｃ］＋［％Ｍｎ］／６＋（［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋［％Ｖ］）／５＋（［％Ｎｉ］＋［％Ｃｕ］）／１５である）、かつ／または
    ［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ／３．４］＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≧［％Ｎ］である（ただし式中、［％］は重量％である）、
    請求項１～１２のいずれか１項に記載の方法。
14. 前記鋼組成物中、重量％単位で、
    Ｃが０．０６～０．１２、
    Ｍｎが１．００～１．４０、
    Ｓｉが０．２０～０．３５、
    Ｃｒが、０．３０～０．６０、
    Ａｌが０．０１５～０．０３０、
    Ｎが０．００６～０．０１０である、
    請求項１～１３のいずれか１項に記載の方法。
15. ［％ＡＩ］／１．９＋［％Ｔｉ］／３．４＋［％Ｖ］／３．６＋［％Ｎｂ］／６．６≦１．１［％Ｎ］である（式中、［％］は重量％である）、請求項１～１４のいずれか１項に記載の方法。
16. 前記得られた管が：
    ８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）の以上の降伏強度（ＹＳ）；
    １１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）以上の引張強度（ＴＳ）；
    ９％以上の全伸び（Ａ ５Ｄ）（ただし、ＹＳ、ＴＳ、及びＡ ５Ｄは、－６０℃以下での、ＡＳＴＭ Ｅ８ ＤＢＴＴにしたがって判定される）；
    －６０℃で、５０％超の延性を有する耐破裂性、
    のうちの、１つ以上の特性を有する、好ましくは、上記の特性のうち少なくとも２つの組み合わせを有する、より好ましくは上記の特性のすべてを有する、請求項１～１５のいずれか１項に記載の方法。
17. 前記得られた管が、８０％以上のマルテンサイトと、より少ないベイナイトと、残余の量の粗大ベイナイト及びフェライトとを含む、マルテンサイト主体の微細構造、好ましくは９０％以上のマルテンサイトおよびより少ないベイナイトを含む、より好ましくは９５％以上のマルテンサイトおよびより少ないベイナイトを含む、並びに好ましくは５％未満のフェライトを含む、マルテンサイト主体の微細構造を有する、請求項１～１６のいずれか１項に記載の方法。
18. 前記得られた管中の粒度数（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）が、９以上、好ましくは１０以上である、請求項１～１７のいずれか１項に記載の方法。
19. 自動車部品、特にエアバッグインフレータの圧力容器であって、請求項１～１８のいずれか１項にしたがって製造された、ある長さの管を含む、自動車部品。