JP3858615B2 - 引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法 - Google Patents
引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法に関し、詳しくは、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、高強度で、耐バースト性にも優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車産業においては、安全性を追求した装置の導入が積極的に進められているが、その中でも衝突時に乗員がハンドルやイ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エアバッグシステムが開発搭載されるに到っている。エアバッグシステムとしては、従来爆発性薬品を使用する方式が採用されてきたが、環境リサイクル性の面から高圧充填ガスを使用するシステムが開発され、その適用が広がっている。
【０００３】
上記システムは衝突時にエアバッグ内に吹出すガス等を常時高圧に保ったうえで、衝突時には一気にガスを噴出させるものであり、したがって、高圧ガスのアキュムレータに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ととなる。このため、上記鋼管には、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、高い寸法精度、加工性及び溶接性が要求され、更に、高強度と優れた耐バースト性も要求される。
上記のアキュムレータに好適に用いられる鋼管とその製造方法が、例えば、特開平８−３２５６４１号公報、特開平１０−１４０２３８号公報、特開平１０−１４０２４９号公報、特開平１０−１４０２５０号公報や特開平１０−１４０２８３号公報に開示されている。
【０００４】
上記各公報に記載の技術でも十分な性能が得られていたのではあるが、自動車の軽量化指向が近年ますます強くなるに伴って、エアバッグ装置にも小型・軽量のものが要求されるようになってきた。したがって、現状では、アキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化が行われるようになっている。
【０００５】
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用鋼管」を意図し、引張強度として５９０ＭＰａ以上を目標とはするものの、その実施例からも明らかなように、引張強度は高々８８３ＭＰａでしかないものであった。このため、上記のアキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化に対しては、上記の各公報に開示された技術では、必ずしも耐バースト性という面で十分とはいえない場合の生じることが想定される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、９００ＭＰａ以上の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高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法にある。
【０００８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
【０００９】
（２）上記（１）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０１％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ １ 変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ １ 変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
【００１０】
本発明者らは、前記した課題を達成するために種々検討を行った。その結果、下記の知見が得られた。
【００１１】
(1)アキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化に対しては、エアバッグ用継目無鋼管の引張強度を確実に９００ＭＰａ以上とすることが重要である。
【００１２】
(2)上記エアバッグ用継目無鋼管は溶接して使用されるため、溶接性に優れた化学組成であることも重要である。
【００１３】
(3)上記(1)の引張強度が９００ＭＰａ以上で、更に、(2)の溶接性に優れた化学組成であるという条件を満たすためには、エアバッグ用継目無鋼管の化学組成は低Ｃ系のＣｒを含有する鋼とする必要がある。
【００１４】
(4)エアバッグ用継目無鋼管に良好な耐バースト性を付与させるための必要条件は、所定の寸法精度と良好な表面性状を得ることであり、そのためには冷間加工プロセスを採用すればよい。しかし、冷間加工プロセスでエアバッグ用継目無鋼管を仕上げれば、寸法精度と表面性状は良好となるものの、鋼管円周方向（鋼管を展開した際の圧延長手方向と直角な方向のことを指し、以下においてはＴ方向という）の靱性が大幅に低下して耐バースト性が低下してしまう。
そこで、低Ｃ系のＣｒを含有する冷間加工仕上げの継目無鋼管として、熱間で継目無鋼管にした後、冷間で抽伸加工して寸法精度を高めた種々の鋼管を準備し、冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した。すなわち、質量％で、０．０５〜０．２０％のＣ、０．０５〜１．０％のＣｒ、０．１〜１．０％のＳｉ、０．２０〜２．０％のＭｎ、０．０２５％以下のＰ、０．０１０％以下のＳ、０．１０％以下のＡｌ、０．５０％以下のＭｏ、１．５％以下のＮｉ、０．５％以下のＣｕ、０．２％以下のＶ、０．１％以下のＴｉ、０．１％以下のＮｂ、０．００５％以下のＢ、０．０１％以下のＣａ、０．０１％以下のＭｇ、０．０１％以下のＲＥＭ（希土類元素）を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる種々の鋼を用いて、先ず、外径７０ｍｍで肉厚４．１ｍｍ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６０．３３ｍｍで肉厚３．３５ｍｍに仕上げ、冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した。
【００１５】
図１〜３に、上記検討結果の一例として、質量％で、０．１１％Ｃ−０．５９％Ｃｒ−０．２４％Ｓｉ−１．３７％Ｍｎ−０．０１３％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．２６％Ｃｕ−０．２６％Ｎｉ−０．３１％Ｍｏ−０．０２５％Ｔｉ−０．０２３％Ｎｂ−０．０３２％Ａｌ−０．００２５％Ｃａを含有し、残部はＦｅと不純物からなる鋼管に対する調査結果を示す。なお、靱性にはJIS Z 2202に規定の幅が２．５ｍｍのＶノッチシャルピー試験片を用いた。
【００１６】
図１から、冷間抽伸加工ままの継目無鋼管の場合、圧延長手方向（以下Ｌ方向という）とＴ方向には靱性の異方性があり、Ｔ方向における延性−脆性遷移温度（すなわち、延性破面率が５０％となる試験温度）はＬ方向に比べると約７０℃程度高温側にあり、更にＴ方向の吸収エネルギーはＬ方向のそれに比べて著しく劣っていることが明らかである。図２に、上記の冷間抽伸加工材にＡｃ１変態点以下の温度でＳＲ熱処理（応力除去焼なまし）を実施した例を示す。ＳＲ処理によってＴ方向靱性はほとんど変化しないが、Ｌ方向靱性が改善するため、靱性の異方性は却って増大している。しかし、冷間抽伸加工後、Ａｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻し処理した鋼管のＬ方向とＴ方向の靱性については、図３にその１例を示すように異方性はほとんど解消され、Ｔ方向でも良好な靱性が得られることが明らかである。なお、図３には、冷間抽伸加工後、高周波誘導加熱装置で９２０℃に急速加熱し、１０秒保持してから急冷して焼入れし、次いで、５７０℃で焼戻し処理した鋼管のＬ方向とＴ方向の靱性を示した。前記図３における、「Ind'QT」は「高周波誘導加熱装置で加熱して焼入れし、次いで通常の炉加熱で焼戻ししたこと」を示す。
上記冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した結果から下記(5)の知見が得られた。
【００１７】
(5)上記(4)の冷間加工プロセスをとった場合のＴ方向靱性を改善して耐バースト性を高めるとともに所望の強度を確保させるには、Ａｃ１変態点以下の温度での焼なまし処理では対応できず、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすればよい。なお、上記急冷前の加熱を、オーステナイト域であるＡｃ３変態点以上の温度に急速加熱した後短時間保持するものとし、その後焼入れして更に焼戻しすれば、Ｔ方向靱性はより良好になって、一層良好な耐バースト性が得られる。
更に、下記(6)も明らかになった。
(6)エアバッグ用継目無鋼管の化学組成としてＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）を含有させるとＴ方向の靱性が改善されて耐バースト性が更に良好になる。
【００１８】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では所望の９００ＭＰａ以上の引張強度が得難く、又、０．２０％を超えると加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を、０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．１４％で、より好ましい範囲は、０．０７〜０．１３％である。
【００２０】
Ｓｉ：
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り、０．１％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が１．０％を超えると靱性が低下するため、Ｓｉの含有量を０．１〜１．０％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２〜０．５％である。
【００２１】
Ｍｎ：
Ｍｎは、脱酸作用があり、又、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。しかし、その含有量が０．２０％未満では十分な強度と靱性が得られず、一方、２．０％を超えると偏析が著しくなり、靱性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．２０〜２．０％とした。Ｍｎの含有量は０．５〜１．５％とすることが好ましい。
【００２２】
Ｐ：
Ｐは、粒界偏析に起因する靱性低下をもたらし、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。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。なお、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。
【００２３】
Ｓ：
Ｓは、特に鋼管Ｔ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。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、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。
【００２４】
Ｃｒ：
Ｃｒは、鋼の強度と靱性を高めるのに有効な元素であり、０．０５％以上含有させる必要がある。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。このため、Ｃｒの含有量を０．０５〜１．０％とした。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。
【００２５】
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用を有し、靱性及び加工性を高めるのに有効な元素である。しかし、０．１０％を超えて含有させると、地疵の発生が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ａｌ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。Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。なお、本発明にいうＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（所謂「ｓｏｌ．Ａｌ」）の含有量を指す。
【００２６】
本発明に係る耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管が含有するＦｅ以外の必須成分元素は、上記のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ及びＡｌだけであってもよい。しかし、高強度のエアバッグ用継目無鋼管として更なる強度、耐バースト性、溶接性を得たい場合には、上記の成分に加え、必要に応じて、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢを選択的に含有させることができる。すなわち、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、及びＢの各元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
【００２７】
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
【００２８】
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ：
これらの元素は、いずれも添加すれば、焼入れ性を高める作用を有する。
【００２９】
Ｍｏには更に、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。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は０．０５〜０．５０％とするのがよい。
【００３０】
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、Ｎｉは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ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。したがって、添加する場合のＮｉの含有量は０．０５〜１．５％とするのがよい。
Ｂの焼入れ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、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。したがって、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含有量の好ましい範囲は０．０００３〜０．００２％である。
【００３１】
なお、上記のＭｏ、Ｎｉ、Ｂはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ：
これらの元素は、いずれも添加すれば、靱性を高める作用を有する。
【００３２】
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は０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｕは鋼の熱間加工性を低下させるので、Ｃｕを添加・含有させる場合にはＮｉも添加・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・含有させても良好な熱間加工性を確保できない場合がある。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は０．１〜０．５％とするのがよい。
【００３３】
Ｔｉ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、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０．１％を超えると却って靱性が低下する。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は０．００３〜０．１％とするのがよい。Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００３〜０．０３％であり、その範囲が０．００３〜０．０２％であれば一層好ましい。
【００３４】
Ｎｂの靱性向上作用も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、Ｎｂは０．００３％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると却って靱性が低下する。したがって、添加する場合のＮｂの含有量は０．００３〜０．１％とするのがよい。Ｎｂｉ含有量の好ましい範囲は０．００３〜０．０３％であり、その範囲が０．００３〜０．０２％であれば一層好ましい。
【００３５】
なお、上記のＣｕ、Ｔｉ、Ｎｂはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
Ｖ：
Ｖは、添加すれば、析出強化により強度を高める作用を有する。このＶ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、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、靱性が著しく低下する。したがって、添加する場合のＶの含有量は０．０１〜０．２％とするのがよい。
高強度エアバッグ用継目無鋼管に、更に一層良好な耐バースト性を確保させたい場合には、上記したＣ〜Ｖの成分に加え、必要に応じて、更にＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）の１種以上を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
【００３６】
以下、上記Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭに関して説明する。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：
これらの元素は、添加すれば、いずれも靱性の異方性を改善して、継目無鋼管のＴ方向靱性を高め、これによっ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、介在物がクラスター状になって、地疵の問題が発生する。したがって、これらの元素を添加する場合の含有量は、いずれも０．０００３〜０．０１％とするのがよい。なお、上記のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
（Ｂ）製管
本発明においては、上記のように化学組成を調整した鋼を素材として、継目無鋼管を製造しさえすればよく、継目無鋼管の製管法としては特に限定するものではない。
（Ｃ）冷間加工
上記のようにして継目無鋼管として製管された鋼管は、所定の寸法精度、表面性状が得られる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よいので、冷間抽伸、冷間圧延等の方法や加工度に関しては、特に規定しなくてもよいが、加工度は減面率で３％以上とするのが好ましい。
（Ｄ）熱処理
上記（Ｃ）の冷間加工の後、継目無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。
継目無鋼管に引張強度で９００ＭＰａ以上の高強度と、耐バースト性とを具備させるためには、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱してから急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しする処理が必要である。
【００３７】
急冷前の加熱温度がＡｃ１ 変態点未満では、良好なＴ方向靱性（したが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。なお、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、耐バースト性が低下することにつながるので、上記加熱の条件は、オーステナイト域であるＡｃ３ 変態点以上の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。なお、この場合の条件として、下記 (1)式で表されるＰＬの値が２２０００以下を満たすものであれば一層好ましい。
【００３８】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）（２０＋ｌｏｇｔ）・・・ (1)、ここで、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱保持時間（ｈ）である。
【００３９】
なお、ＰＬの値が小さいほど鋼管表面に生成するスケール量が低下するのと、結晶粒の粗大化が抑制されるので、耐バースト性が向上するため、ＰＬの値は２１０００以下とすることが好ましく、２００００以下であれば一層好ましい。一方、ＰＬの値が余りに小さすぎると、所望の高強度が得られない場合もある。したがってＰＬの値の下限値は、１９０００程度とするのがよい。
【００４０】
なお、急速で短時間保持の加熱を実現する方法には、例えば、高周波誘導加熱方法や直接通電加熱方法があり、その手段は特に限定されるものではないが、加熱速度は１０℃／秒程度以上とすることが好ましい。
【００４１】
又、少なくともＡｃ１ 変態点以上の温度に加熱するための加熱雰囲気は、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。
少なくともＡｃ１ 変態点以上の温度に加熱した後の冷却は、所望の９００ＭＰａ以上の引張強度を安定・確実に得るために急冷（具体的には８００〜５００℃での平均で５℃／秒程度以上の冷却速度）とする必要があり、水焼き入れ等の急冷処理とすることが好ましい。
急冷されて常温近傍まで冷却された鋼管は、所望の９００ＭＰａ以上の引張強度と耐バースト性を付与するためにＡｃ１ 変態点以下の温度で焼戻しする必要がある。焼戻しの温度がＡｃ１ 変態点を超えると上記特性を安定、且つ、確実に得ることが困難になる。なお、焼戻しの後、適宜ストレートナー等で曲がりを矯正してもよい。
【００４２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００４３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有するビレットを用い、通常のマンネスマン−マンドレルミル方式による穿孔、圧延により外径が７０ｍｍで肉厚が４．１ｍｍに仕上げた継目無鋼管を、通常の方法で冷間抽伸加工（冷間引抜き加工）し、外径を６０．３３ｍｍ、肉厚を３．３５ｍｍに仕上げた。
なお、表１における鋼ａ〜ｉは、成分が本発明で規定する条件を満たす鋼で、鋼ｊ〜ｎ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。
【００４４】
【表１】
次いで、得られた各鋼管に、表２に示す条件の熱処理を施した。なお、表２における急冷（焼入れ）は、備考欄に示す方法で行ったものであり、「Ind'Q 」は高周波誘導加熱装置を用いて２０℃／秒の加熱速度で加熱し、水焼入れしたものであることを示す。又、「FQ」は通常のウォーキングビーム炉で加熱して水焼入れしたものであることを示す。焼戻しは通常のウォーキングビーム炉を用いて３０分保持して行った。なお、試験番号１０、１１は焼入れを行わず、ＳＲ処理だけを行ったものである。
【００４５】
【表２】
熱処理した各鋼管について引張試験、シャルピー衝撃試験及びバースト試験の各試験を行った。
【００４６】
すなわち、JIS Z 2201に規定の１１号試験片を用いて、JIS 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。又、室温で展開した鋼管の圧延長手方向（Ｌ方向）と圧延方向に直角な方向（Ｔ方向）からそれぞれJIS Z 2202に規定の幅が２．５ｍｍのＶノッチシャルピー試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、延性−脆性遷移温度（vTrs）によって靱性を評価した。バースト試験は各鋼管から２５０ｍｍ長さの鋼管を５本ずつ切り出し、各２５０ｍｍ長さの鋼管の両端を溶接し、−４０℃でバーストさせた時の亀裂の進展度合いを観察し、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評価した。
上記各試験の結果を表２に併せて示す。
【００４７】
表２から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜９の場合、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度で、しかも、Ｔ方向のシャルピー試験における延性−脆性破面遷移温度は十分低く、更に、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。試験番号１〜９のうちでも、成分組成にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含む場合は、そうでない場合に比べてＴ方向靱性が一層良好なことも明らかである。
【００４８】
又、前記 (1)式で表されるＰＬ値が２２０００以下となる高周波誘導加熱装置を用いて加熱し、水焼入れしたもののＴ方向靱性が一層良好なことも明らかである。
【００４９】
これに対し、試験番号１０〜１４の場合は、本発明に係る試験番号１〜９に比べて、Ｔ方向の靱性が低く耐バースト性に劣るか、熱間での製管時に疵が発生しており、問題を有するものである。
【００５０】
【発明の効果】
本発明によれば、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、しかも耐バースト性にも優れる継目無鋼管が得られるので、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用継目無鋼管を提供するができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間加工ままの鋼管の靱性異方性を示す図である。
【図２】冷間加工後、ＳＲ処理した場合の靱性異方性を示す図である。
【図３】冷間加工後、焼き入れ、焼戻し処理することによって靱性異方性が解消されることを示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法に関し、詳しくは、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、高強度で、耐バースト性にも優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車産業においては、安全性を追求した装置の導入が積極的に進められているが、その中でも衝突時に乗員がハンドルやイ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エアバッグシステムが開発搭載されるに到っている。エアバッグシステムとしては、従来爆発性薬品を使用する方式が採用されてきたが、環境リサイクル性の面から高圧充填ガスを使用するシステムが開発され、その適用が広がっている。
【０００３】
上記システムは衝突時にエアバッグ内に吹出すガス等を常時高圧に保ったうえで、衝突時には一気にガスを噴出させるものであり、したがって、高圧ガスのアキュムレータに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ととなる。このため、上記鋼管には、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、高い寸法精度、加工性及び溶接性が要求され、更に、高強度と優れた耐バースト性も要求される。
上記のアキュムレータに好適に用いられる鋼管とその製造方法が、例えば、特開平８−３２５６４１号公報、特開平１０−１４０２３８号公報、特開平１０−１４０２４９号公報、特開平１０−１４０２５０号公報や特開平１０−１４０２８３号公報に開示されている。
【０００４】
上記各公報に記載の技術でも十分な性能が得られていたのではあるが、自動車の軽量化指向が近年ますます強くなるに伴って、エアバッグ装置にも小型・軽量のものが要求されるようになってきた。したがって、現状では、アキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化が行われるようになっている。
【０００５】
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用鋼管」を意図し、引張強度として５９０ＭＰａ以上を目標とはするものの、その実施例からも明らかなように、引張強度は高々８８３ＭＰａでしかないものであった。このため、上記のアキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化に対しては、上記の各公報に開示された技術では、必ずしも耐バースト性という面で十分とはいえない場合の生じることが想定される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、９００ＭＰａ以上の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高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法にある。
【０００８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
【０００９】
（２）上記（１）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０１％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ １ 変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ １ 変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
【００１０】
本発明者らは、前記した課題を達成するために種々検討を行った。その結果、下記の知見が得られた。
【００１１】
(1)アキュムレータ圧力の高圧化、鋼管の薄肉化に対しては、エアバッグ用継目無鋼管の引張強度を確実に９００ＭＰａ以上とすることが重要である。
【００１２】
(2)上記エアバッグ用継目無鋼管は溶接して使用されるため、溶接性に優れた化学組成であることも重要である。
【００１３】
(3)上記(1)の引張強度が９００ＭＰａ以上で、更に、(2)の溶接性に優れた化学組成であるという条件を満たすためには、エアバッグ用継目無鋼管の化学組成は低Ｃ系のＣｒを含有する鋼とする必要がある。
【００１４】
(4)エアバッグ用継目無鋼管に良好な耐バースト性を付与させるための必要条件は、所定の寸法精度と良好な表面性状を得ることであり、そのためには冷間加工プロセスを採用すればよい。しかし、冷間加工プロセスでエアバッグ用継目無鋼管を仕上げれば、寸法精度と表面性状は良好となるものの、鋼管円周方向（鋼管を展開した際の圧延長手方向と直角な方向のことを指し、以下においてはＴ方向という）の靱性が大幅に低下して耐バースト性が低下してしまう。
そこで、低Ｃ系のＣｒを含有する冷間加工仕上げの継目無鋼管として、熱間で継目無鋼管にした後、冷間で抽伸加工して寸法精度を高めた種々の鋼管を準備し、冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した。すなわち、質量％で、０．０５〜０．２０％のＣ、０．０５〜１．０％のＣｒ、０．１〜１．０％のＳｉ、０．２０〜２．０％のＭｎ、０．０２５％以下のＰ、０．０１０％以下のＳ、０．１０％以下のＡｌ、０．５０％以下のＭｏ、１．５％以下のＮｉ、０．５％以下のＣｕ、０．２％以下のＶ、０．１％以下のＴｉ、０．１％以下のＮｂ、０．００５％以下のＢ、０．０１％以下のＣａ、０．０１％以下のＭｇ、０．０１％以下のＲＥＭ（希土類元素）を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる種々の鋼を用いて、先ず、外径７０ｍｍで肉厚４．１ｍｍ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６０．３３ｍｍで肉厚３．３５ｍｍに仕上げ、冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した。
【００１５】
図１〜３に、上記検討結果の一例として、質量％で、０．１１％Ｃ−０．５９％Ｃｒ−０．２４％Ｓｉ−１．３７％Ｍｎ−０．０１３％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．２６％Ｃｕ−０．２６％Ｎｉ−０．３１％Ｍｏ−０．０２５％Ｔｉ−０．０２３％Ｎｂ−０．０３２％Ａｌ−０．００２５％Ｃａを含有し、残部はＦｅと不純物からなる鋼管に対する調査結果を示す。なお、靱性にはJIS Z 2202に規定の幅が２．５ｍｍのＶノッチシャルピー試験片を用いた。
【００１６】
図１から、冷間抽伸加工ままの継目無鋼管の場合、圧延長手方向（以下Ｌ方向という）とＴ方向には靱性の異方性があり、Ｔ方向における延性−脆性遷移温度（すなわち、延性破面率が５０％となる試験温度）はＬ方向に比べると約７０℃程度高温側にあり、更にＴ方向の吸収エネルギーはＬ方向のそれに比べて著しく劣っていることが明らかである。図２に、上記の冷間抽伸加工材にＡｃ１変態点以下の温度でＳＲ熱処理（応力除去焼なまし）を実施した例を示す。ＳＲ処理によってＴ方向靱性はほとんど変化しないが、Ｌ方向靱性が改善するため、靱性の異方性は却って増大している。しかし、冷間抽伸加工後、Ａｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻し処理した鋼管のＬ方向とＴ方向の靱性については、図３にその１例を示すように異方性はほとんど解消され、Ｔ方向でも良好な靱性が得られることが明らかである。なお、図３には、冷間抽伸加工後、高周波誘導加熱装置で９２０℃に急速加熱し、１０秒保持してから急冷して焼入れし、次いで、５７０℃で焼戻し処理した鋼管のＬ方向とＴ方向の靱性を示した。前記図３における、「Ind'QT」は「高周波誘導加熱装置で加熱して焼入れし、次いで通常の炉加熱で焼戻ししたこと」を示す。
上記冷間抽伸加工後の熱処理とＴ方向靱性との関係について検討した結果から下記(5)の知見が得られた。
【００１７】
(5)上記(4)の冷間加工プロセスをとった場合のＴ方向靱性を改善して耐バースト性を高めるとともに所望の強度を確保させるには、Ａｃ１変態点以下の温度での焼なまし処理では対応できず、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすればよい。なお、上記急冷前の加熱を、オーステナイト域であるＡｃ３変態点以上の温度に急速加熱した後短時間保持するものとし、その後焼入れして更に焼戻しすれば、Ｔ方向靱性はより良好になって、一層良好な耐バースト性が得られる。
更に、下記(6)も明らかになった。
(6)エアバッグ用継目無鋼管の化学組成としてＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）を含有させるとＴ方向の靱性が改善されて耐バースト性が更に良好になる。
【００１８】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では所望の９００ＭＰａ以上の引張強度が得難く、又、０．２０％を超えると加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を、０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．１４％で、より好ましい範囲は、０．０７〜０．１３％である。
【００２０】
Ｓｉ：
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り、０．１％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が１．０％を超えると靱性が低下するため、Ｓｉの含有量を０．１〜１．０％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２〜０．５％である。
【００２１】
Ｍｎ：
Ｍｎは、脱酸作用があり、又、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。しかし、その含有量が０．２０％未満では十分な強度と靱性が得られず、一方、２．０％を超えると偏析が著しくなり、靱性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．２０〜２．０％とした。Ｍｎの含有量は０．５〜１．５％とすることが好ましい。
【００２２】
Ｐ：
Ｐは、粒界偏析に起因する靱性低下をもたらし、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。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。なお、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。
【００２３】
Ｓ：
Ｓは、特に鋼管Ｔ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。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、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。
【００２４】
Ｃｒ：
Ｃｒは、鋼の強度と靱性を高めるのに有効な元素であり、０．０５％以上含有させる必要がある。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。このため、Ｃｒの含有量を０．０５〜１．０％とした。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。
【００２５】
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用を有し、靱性及び加工性を高めるのに有効な元素である。しかし、０．１０％を超えて含有させると、地疵の発生が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ａｌ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。Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。なお、本発明にいうＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（所謂「ｓｏｌ．Ａｌ」）の含有量を指す。
【００２６】
本発明に係る耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管が含有するＦｅ以外の必須成分元素は、上記のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ及びＡｌだけであってもよい。しかし、高強度のエアバッグ用継目無鋼管として更なる強度、耐バースト性、溶接性を得たい場合には、上記の成分に加え、必要に応じて、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢを選択的に含有させることができる。すなわち、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、及びＢの各元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
【００２７】
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
【００２８】
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ：
これらの元素は、いずれも添加すれば、焼入れ性を高める作用を有する。
【００２９】
Ｍｏには更に、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。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は０．０５〜０．５０％とするのがよい。
【００３０】
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、Ｎｉは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ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。したがって、添加する場合のＮｉの含有量は０．０５〜１．５％とするのがよい。
Ｂの焼入れ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、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。したがって、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含有量の好ましい範囲は０．０００３〜０．００２％である。
【００３１】
なお、上記のＭｏ、Ｎｉ、Ｂはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ：
これらの元素は、いずれも添加すれば、靱性を高める作用を有する。
【００３２】
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は０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｕは鋼の熱間加工性を低下させるので、Ｃｕを添加・含有させる場合にはＮｉも添加・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・含有させても良好な熱間加工性を確保できない場合がある。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は０．１〜０．５％とするのがよい。
【００３３】
Ｔｉ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、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０．１％を超えると却って靱性が低下する。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は０．００３〜０．１％とするのがよい。Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００３〜０．０３％であり、その範囲が０．００３〜０．０２％であれば一層好ましい。
【００３４】
Ｎｂの靱性向上作用も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、Ｎｂは０．００３％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると却って靱性が低下する。したがって、添加する場合のＮｂの含有量は０．００３〜０．１％とするのがよい。Ｎｂｉ含有量の好ましい範囲は０．００３〜０．０３％であり、その範囲が０．００３〜０．０２％であれば一層好ましい。
【００３５】
なお、上記のＣｕ、Ｔｉ、Ｎｂはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
Ｖ：
Ｖは、添加すれば、析出強化により強度を高める作用を有する。このＶ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、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、靱性が著しく低下する。したがって、添加する場合のＶの含有量は０．０１〜０．２％とするのがよい。
高強度エアバッグ用継目無鋼管に、更に一層良好な耐バースト性を確保させたい場合には、上記したＣ〜Ｖの成分に加え、必要に応じて、更にＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）の１種以上を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
【００３６】
以下、上記Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭに関して説明する。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：
これらの元素は、添加すれば、いずれも靱性の異方性を改善して、継目無鋼管のＴ方向靱性を高め、これによっ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、介在物がクラスター状になって、地疵の問題が発生する。したがって、これらの元素を添加する場合の含有量は、いずれも０．０００３〜０．０１％とするのがよい。なお、上記のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれか１種のみ又は２種以上の複合で添加することができる。
（Ｂ）製管
本発明においては、上記のように化学組成を調整した鋼を素材として、継目無鋼管を製造しさえすればよく、継目無鋼管の製管法としては特に限定するものではない。
（Ｃ）冷間加工
上記のようにして継目無鋼管として製管された鋼管は、所定の寸法精度、表面性状が得られる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よいので、冷間抽伸、冷間圧延等の方法や加工度に関しては、特に規定しなくてもよいが、加工度は減面率で３％以上とするのが好ましい。
（Ｄ）熱処理
上記（Ｃ）の冷間加工の後、継目無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。
継目無鋼管に引張強度で９００ＭＰａ以上の高強度と、耐バースト性とを具備させるためには、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱してから急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しする処理が必要である。
【００３７】
急冷前の加熱温度がＡｃ１ 変態点未満では、良好なＴ方向靱性（したが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。なお、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、耐バースト性が低下することにつながるので、上記加熱の条件は、オーステナイト域であるＡｃ３ 変態点以上の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。なお、この場合の条件として、下記 (1)式で表されるＰＬの値が２２０００以下を満たすものであれば一層好ましい。
【００３８】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）（２０＋ｌｏｇｔ）・・・ (1)、ここで、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱保持時間（ｈ）である。
【００３９】
なお、ＰＬの値が小さいほど鋼管表面に生成するスケール量が低下するのと、結晶粒の粗大化が抑制されるので、耐バースト性が向上するため、ＰＬの値は２１０００以下とすることが好ましく、２００００以下であれば一層好ましい。一方、ＰＬの値が余りに小さすぎると、所望の高強度が得られない場合もある。したがってＰＬの値の下限値は、１９０００程度とするのがよい。
【００４０】
なお、急速で短時間保持の加熱を実現する方法には、例えば、高周波誘導加熱方法や直接通電加熱方法があり、その手段は特に限定されるものではないが、加熱速度は１０℃／秒程度以上とすることが好ましい。
【００４１】
又、少なくともＡｃ１ 変態点以上の温度に加熱するための加熱雰囲気は、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。
少なくともＡｃ１ 変態点以上の温度に加熱した後の冷却は、所望の９００ＭＰａ以上の引張強度を安定・確実に得るために急冷（具体的には８００〜５００℃での平均で５℃／秒程度以上の冷却速度）とする必要があり、水焼き入れ等の急冷処理とすることが好ましい。
急冷されて常温近傍まで冷却された鋼管は、所望の９００ＭＰａ以上の引張強度と耐バースト性を付与するためにＡｃ１ 変態点以下の温度で焼戻しする必要がある。焼戻しの温度がＡｃ１ 変態点を超えると上記特性を安定、且つ、確実に得ることが困難になる。なお、焼戻しの後、適宜ストレートナー等で曲がりを矯正してもよい。
【００４２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００４３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有するビレットを用い、通常のマンネスマン−マンドレルミル方式による穿孔、圧延により外径が７０ｍｍで肉厚が４．１ｍｍに仕上げた継目無鋼管を、通常の方法で冷間抽伸加工（冷間引抜き加工）し、外径を６０．３３ｍｍ、肉厚を３．３５ｍｍに仕上げた。
なお、表１における鋼ａ〜ｉは、成分が本発明で規定する条件を満たす鋼で、鋼ｊ〜ｎ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。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
すなわち、JIS Z 2201に規定の１１号試験片を用いて、JIS 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。又、室温で展開した鋼管の圧延長手方向（Ｌ方向）と圧延方向に直角な方向（Ｔ方向）からそれぞれJIS Z 2202に規定の幅が２．５ｍｍのＶノッチシャルピー試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、延性−脆性遷移温度（vTrs）によって靱性を評価した。バースト試験は各鋼管から２５０ｍｍ長さの鋼管を５本ずつ切り出し、各２５０ｍｍ長さの鋼管の両端を溶接し、−４０℃でバーストさせた時の亀裂の進展度合いを観察し、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評価した。
上記各試験の結果を表２に併せて示す。
【００４７】
表２から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜９の場合、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度で、しかも、Ｔ方向のシャルピー試験における延性−脆性破面遷移温度は十分低く、更に、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。試験番号１〜９のうちでも、成分組成にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含む場合は、そうでない場合に比べてＴ方向靱性が一層良好なことも明らかである。
【００４８】
又、前記 (1)式で表されるＰＬ値が２２０００以下となる高周波誘導加熱装置を用いて加熱し、水焼入れしたもののＴ方向靱性が一層良好なことも明らかである。
【００４９】
これに対し、試験番号１０〜１４の場合は、本発明に係る試験番号１〜９に比べて、Ｔ方向の靱性が低く耐バースト性に劣るか、熱間での製管時に疵が発生しており、問題を有するものである。
【００５０】
【発明の効果】
本発明によれば、高寸法精度で加工性と溶接性に優れるとともに、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、しかも耐バースト性にも優れる継目無鋼管が得られるので、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用継目無鋼管を提供するができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間加工ままの鋼管の靱性異方性を示す図である。
【図２】冷間加工後、ＳＲ処理した場合の靱性異方性を示す図である。
【図３】冷間加工後、焼き入れ、焼戻し処理することによって靱性異方性が解消されることを示す図である。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
- 請求項１に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＢ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ１変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
- 請求項１又は２に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０１％以下のうちの１種以上を含有する鋼を素材として継目無製管した後、冷間加工して所定の寸法に成形し、その後、少なくともＡｃ １ 変態点以上の温度に加熱して急冷し、次いで、Ａｃ １ 変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする耐バースト性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
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