TWI433938B - Steel pipe for airbag and method for manufacturing the same - Google Patents

Description

氣囊用鋼管及其製造方法

本發明係關於具有拉伸強度1000MPa以上之高強度及vTrs100為-80℃以下之高韌性之氣囊用鋼管及其製造方法。更具體而言，本發明係關於可以比較便宜且簡潔之製造步驟製造，且可使用利用高頻誘導加熱等急速加熱手段之短時間燒入熱處理之氣囊用鋼管及其製造方法。

近年來，汽車產業中，積極發展追求安全性之裝置之導入。該種裝置之一為例如氣囊系統之開發搭載。其係在車輛衝撞時，於乘客衝撞到方向盤或儀表板等之前，在該等與乘客之間以氣體等使氣囊展開，吸收乘客之運動能量以達到減輕傷害之系統。氣囊系統過去雖採用使用爆發性藥品之方式，但近年來已開發出使用高壓充填氣體之系統，其已被廣泛使用。

使用高壓充填氣體之上述系統係使氣體等維持經常性的高壓，在衝撞時氣囊內瞬間噴出高壓氣體者，因此，高壓氣體儲氣筒所用之鋼管須在極短時間內以大的變形速度負荷應力。因此，上述鋼管與過去之如壓力氣缸或線導管之簡單構造物不同，要求有高的尺寸精準度、加工性及熔接性，進而亦要求高強度及優異之耐爆發(burst)性。

最近，於薄壁化輕量化之情況，為了確保高的爆發壓力，在作為儲氣筒之氣囊系統中亦使用拉伸強度超過1000MPa之超高強度之無接縫鋼管。例如，由外徑60mm之壁厚3.55mm之無接縫鋼管所構成之儲氣筒時，於TS為800MPa時相對於爆發壓力係高如100MPa左右，於TS成為1000MPa時，爆發壓力提高至130MPa。又，氣囊之儲氣筒鋼管外徑與要求之爆發壓力為一定時，可薄壁化20%左右。

再者，例如在寒冷區域，儲氣筒亦有必要具有優異的低溫韌性，以致衝撞時儲氣筒遭脆性破壞仍不會導致二次災害。

就該等觀點而言，儲氣筒使用之無接縫鋼管藉由進行淬火回火(quenching-tempering)以賦予高強度與高韌性。具體而言，儲氣筒在承受如後述之縮徑加工後之狀態中，即使在-60℃以下溫度區域中仍要求具備有足夠之低溫韌性。

不過，氣囊用儲氣筒一般而言係將管材的無接縫鋼管切成特定長度成為短管後，至少一端經壓製加工或旋壓加工等縮徑加工(稱為瓶口加工)，最終加工成為引爆劑等裝載時所需形狀。據此，就保證作為氣囊用之儲氣筒之動作，有發生僅有成為素材之無接縫鋼管韌性不完全之情況。此係由於藉由最終加工的縮徑加工，瓶口部之韌性降低，而有在高壓負荷時產生裂痕之可能性之故。據此，考慮該種韌性降低，氣囊用儲氣筒所用之無接縫鋼管必須具有比儲氣筒之使用環境溫度之更低溫韌性。

就該等觀點而言，對於構成儲氣筒之無接縫鋼管，要求有伸長率為10%以上，拉伸強度為1000MPa以上，在-80℃，較好在-100℃之夏比(Charpy)衝擊試驗，斷口呈現延伸性之低溫韌性(亦即，vTrs100為-80℃以下，較好-100℃以下之低溫韌性)。

至於關於拉伸強度為1000MPa以上之高強度且高韌性之氣囊系統用之無接縫鋼管之過去技術有例如專利文獻1。專利文獻1中提出使用特定範圍之化學組成之鋼素材造管之無接縫鋼管中，對該無接縫鋼管施以冷拉伸加工成特定尺寸之鋼管，接著，加熱至Ac3變態點以上、1050℃以下之範圍內之溫度後進行淬火，接著在450℃以上、Ac1變態點以下之範圍內之溫度下進行回火之氣囊用無接縫鋼管之製造方法。

依據該方法，獲得氣囊用氣筒(Inflator)製造時之加工性、熔接性優異，而且作為氣筒具有900MPa以上之拉伸強度，以及對於縱剖為二之鋼管在-60℃下之落重試驗顯示延伸性之高韌性之無接縫鋼管。但，以該方法為了獲得強度與韌性之鋼之組成必須含有大量Cr故而昂貴。

專利文獻2中，顯示採用高頻加熱淬火之情況，藉由急速加熱細粒化，可製造拉伸強度超過1000MPa之高強度且高韌性之氣囊系統用之無接縫鋼管。

該技術係使用特定範圍之化學組成之鋼素材製管成為無接縫鋼管後，對該無接縫鋼管施以冷拉伸處理成為特定尺寸之鋼管，接著，以10℃/秒以上之加熱速度加熱至900~1000℃後，進行淬火，接著在Ac1變態點以下之溫度進行回火。為可獲得如在-80℃以下之爆發試驗中亦顯示延伸性之高韌性者。專利文獻2中雖例示有以20℃/秒進行用以淬火之加熱之具體例，但若考慮工業生產性，期望在更短時間急速加熱，且在到達溫度之保持時間亦為短時間。在短時間下急速加熱，以短的保持時間進行熱處理時，若考慮加熱溫度之不均，由於局部到達溫度亦有低於Ac3之情況，故若可能則期望設定成稍高一些的加熱溫度。然而，高頻加熱時，為了成為急速加熱而有加熱至超過設定溫度之過調量(over shoot)之問題，故亦必須考慮高頻加熱淬火有到達溫度超過1000℃之情況，但有關量產化之際之該種問題在專利文獻2中並沒有任何描述。反而，述及在到達溫度超過1000℃時，有導致γ粒子粗粒化及韌性降低之問題。

專利文獻3中雖亦顯示使用高頻加熱淬火之事例，但如該文獻之實施例之表3所示，並未假定在900~1000℃範圍之短時間加熱，有與專利文獻2同樣之問題。

專利文獻4中，亦使用高頻加熱淬火，但如實施例中所示，在920~940℃之範圍加熱之結果，有與專利文獻2同樣之問題。

先前技術文獻

專利文獻1：特開2004-76034

專利文獻2：WO 2004/104255 A1

專利文獻3：WO 2002/079526 A1

專利文獻4：US 2006/0169368 A1

如此於以往中，雖早已提出各種氣囊用無接縫鋼管，但近年來，有關拉伸強度為1000MPa級的高強度氣囊用鋼管，正要求有在-60℃，較好在-80℃之爆發試驗下呈現延展性。該耐爆發性能就加大儲氣筒加工之設計自由度之觀點而言，夏比衝擊試驗之100%延伸性斷口下限溫度(vTrs100)為-80℃以下，較好-100℃以下。

以往公知文獻中，藉由高頻淬火‧回火確認到優異之低溫韌性及爆發性能，係使用高頻急速加熱至900~1000℃之範圍內之情況。若將鋼管薄壁化，藉由實際之高頻加熱淬火之大量生產中，加熱溫度之變動變大。該情況下，一會兒加熱溫度降低，一會兒超過1000℃，以往技術並未預測到，而有製品性能之安定性降低使良率降低之問題。

例如，專利文獻1中，依據本發明者等人之見解，由於含有大量的Cr故而冷拉伸加工性不足，為了確保冷拉伸階段之大的加工度，而在中間要求有數次的中間軟化燒鈍，有製造成本增加之問題。又，在-60℃下之落重試驗中雖顯示延伸性，但並非為意指在-60℃之爆發試驗中必定呈現延伸性者。

又，就效率良好地實施大量生產而言，較好製造步驟簡潔。於以往公知文獻中，作為鋼組成之Cr及Mo之含量之總和幾乎都在超過0.6%之範圍者。於含有大量該Cr、Mo時，無接縫鋼管於加熱時造管後之藉由空氣冷卻，亦使強度變高，但由於冷拉伸加工困難，故在冷拉伸加工之前須進行軟化燒鈍，使步驟變複雜且為高成本。

又，上述專利文獻並未舉出，但多數為未含有Cr或Mo，或將其合計含量抑制在0.6%以下之少量之氣囊用鋼管之事例。然而，有關該種鋼組成之公知例之範圍，並未推測一方面確保100%延伸性斷口下限溫度(vTrs100)在-80℃以下，或者一邊在-60℃下之爆發試驗中呈現伸性斷口，同時安定地確保1000MPa以上之拉伸強度之事例。雖亦有超過1000MPa之過去例，但在該情況下，仍無法同時安定的獲得該種高的拉伸強度與優異之低溫韌性。

本發明之目的係提供一種具備作為氣囊用儲氣筒之目前要求之性能，亦即具備可充分對應儲氣筒壓力之高壓化、鋼管薄壁化之性能，對於藉由便宜之量產規模之高頻誘導加熱之淬火適合性高之氣囊用鋼管及其製造方法。

此處，本發明之技術課題更具體列示如下。

(I)最終製品要求具有1000MPa以上，較好為1050MPa以上之拉伸強度，在-60℃在之爆發試驗亦呈現延伸性破壞之低溫韌性亦優異，尤其是100%之延伸性斷口下限溫度(vTrs100)為-80℃以下，較好為-100℃以下之氣囊用鋼管。稱為技術課題(I)。

(II)提供抑制合金成本之上述(I)所述之鋼管，尤其是要求極力減少以往多以高強度化目的之Mo之使用。稱為技術課題(II)。

(III)有關上述(I)所述之鋼管，要求可儘可能減少冷拉伸步驟中之軟化燒鈍處理次數之合金設計。更具體而言，要求管材之冷拉伸加工階段中不進行中間之軟化燒鈍處理而可實現40%以上之加工度，且實現冷加工性高之合金設計。稱為技術課題(III)。

(IV)至於更好之樣態為要求以即使藉由利用量產規模之高頻加熱之淬火熱處理上述(I)中所述之鋼管亦可獲得安定特性之狀態製造之合金設計，而且，更具體而言，要求即使用以加熱淬火之加熱溫度超過1000℃時(例如：1020~1040℃)，亦可提供一定水準以上韌性高之製品之氣囊用鋼管之製造方法。稱為技術課題(IV)。

本發明人等為解決上述課題，而調查冷加工後施以淬火及回火之氣囊系統用無接縫鋼管中，合金元素、強度以及低溫韌性之關係。其結果，與目前所了解不同，出乎意料之外的，判定目前要求之優異強度與韌性之均衡即使不含有Mo，亦可藉由含有低量Mn，至目前為止大量添加之Cr反而以少量添加，同時含有適量之Cu、Ni、Ti、B而成之鋼獲得。

亦即，本發明人等針對合金元素對冷加工後進行淬火回火而製造之TS超過1000MPa之氣囊系統用無接縫鋼管之強度及韌性之影響進行檢討。結果，獲得如下見解，因而完成本發明。

(i)判定適量地含有C、Si、Mn、Al、Ca、Nb、Ti、及B，目前為止為了高強度化而大量添加之Cr為0.5%以下，未含有Mo(依需要容許含有小於0.1%之少量)，以Cu及Ni各為0.01~0.50%取代，且使Cu與Ni含量之合計量成為{(Co+Mo)² +0.3}以上，可有效同時達成上述課題(I)、(II)、(III)。

(ii)進而了解急速加熱淬火時之加熱溫度成為例如1040℃，比對準成為目標之範圍之上限(1000℃)高時，亦即，針對上述課題(IV)，藉由含有Ti：超過0.02%且為0.05%以下，可同時達成前述目標之強度與韌性。

本發明係基於上述見解，加上進一步檢討而完成者。

其中，本發明之主旨如下。

(1)一種氣囊用無接縫鋼管，其特徵為具有含有C：0.05~0.20%、Si：0.10~0.50%、Mn：0.10~1.00%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005~0.10%、Ca：0.0005~0.0050%、Nb：0.005~0.050%、Ti：0.005~0.050%、Cu：0.01~0.50%、Ni：0.01~0.50%、Cr：0.01~0.50%、B：0.0005~0.0050%、N：0.002~0.010%，其餘由Fe及不可避免之雜質所構成，且滿足下述式(1)之鋼組成，拉伸強度為1000MPa以上，具有vTrs100為-80℃以下之高韌性，

Cu+Ni≧(M)² +0.3...(1)

又，式(1)之“M”表示Cr，元素記號意指以質量%表示該等元素之含量時之數值。

(2)如(1)所述之氣囊用無接縫鋼管，其中前述Ti含量以質量%計為超過0.020%且為0.050%以下。

(3)如(1)或(2)所述之氣囊用無接縫鋼管，其具有以質量%計進而含有Mo：未達0.10%且滿足下式(1)之鋼組成：

Cu+Ni≧(M)² +0.3...(1)

又，式(1)之“M”表示(Cr+Mo)，元素記號意指以質量%表示該等元素之含量時之數值。Mo含量為0時，式(1)之Mo中代入0(零)。

(4)如(1)~(3)中任一項所述之氣囊用無接縫鋼管，其具有以質量%計進而含有V：0.02~0.20%之鋼組成。

(5)一種氣囊用無接縫鋼管之製造方法，其特徵為對使用具有(1)~(4)中任一項所述之鋼組成之鋼胚(billet)利用熱製管所製造之無接縫鋼管管材，施以一次冷加工之加工度為40%以上之冷加工作成特定尺寸之鋼管，依據需要進行矯正後，以高頻加熱而加熱至Ac3變態點以上並進行急冷之淬火，接著加熱至Ac1變態點以下之溫度而進行回火。

依據本發明可提供為極高強度且具有優異低溫爆發性能之無接縫鋼管，顯著有助於端部經縮徑加工之氣囊儲氣筒之高壓化(145MPa以上之壓力)‧薄壁輕量化(例如：於壁厚3.6mm~1.7mm之直徑60.3mm~25.0mm之無接縫鋼管)。

針對限定本發明之鋼管化學成分及鋼管之製造方法之理由加以描述。

(A)鋼之化學組成

本說明書中之「%」若無特別說明，則意指「質量%」。

C：0.05~0.20%

C為有效提高鋼強度之便宜元素，但其含量未達0.05%難以獲得期望之1000MPa以上之拉伸強度，又，超過0.20%時加工性及熔接性降低。因此，C之含量為0.05~0.20%。又，C含量之較佳範圍為0.07~0.17。

Si：0.10~0.50%

Si為除了具有脫氧作用以外，可提高鋼之淬火性及提高強度之元素，含量必需為0.10%以上。然而，其含量超過0.50%時由於韌性降低，故使Si之含量成為0.10~0.50%。又，Si含量之較佳範圍為0.20~0.50%。

Mn：0.10~1.00%

Mn有脫氧作用，又，為有效提高鋼之淬火性且改善強度與韌性之元素。然而，其含量未達0.10%時無法獲得足夠之強度與韌性。另一方面，超過1.00%時造成MnS之粗大化，此將使熱壓延時伸展，使韌性降低。本發明將Mn抑制在1.00%以下，由於亦有必要確保成為目的之1000MPa以上之拉伸強度與優異之低溫爆發性能，故藉由如後述般調配B進行淬火性之改善。據此，Mn之含量成為0.10~1.00%。Mn之含量成為0.40~0.90%時，就強度與韌性之均衡方面較佳。

P：0.025%以下

P為因粒界偏析而造成韌性降低，尤其是其含量超過0.025%時韌性顯著降低。因此，使P之含量成為0.025%以下。又，P之含量較好為0.020%以下，更好為0.015%以下。

S：0.005%以下

S使尤其是鋼管T方向，亦即與鋼管之壓延方法(長度方向)垂直之方向之韌性降低。尤其，其含量超過0.005%時，鋼管T方向之韌性顯著降低。因此，S含量為0.005%以下。又，S之含量較好為0.003%以下。

Al：0.005%以上0.10%以下

Al為具有脫氧作用且有效提高韌性及加工性之元素。然而，含量超過0.10%時，顯著發生砂痕(sand mark)。因此，Al之含量為0.10%以下。又，為了獲得該種Al之效果，有必要含有0.005%以上。又，本發明中所謂的Al含量係指酸可溶Al(所謂的「溶解Al」)之含量。

Ca：0.0005~0.0050%

Ca為使鋼中以不可避免雜質存在之S固定為硫化物，改善韌性之異向性，提高鋼管T方向之韌性，據此，具有提高耐爆發性之作用。該效果可藉0.0003%以上，尤其是0.0005%以上之含量展現。然而，含量超過0.0050%時，介存物增加，且韌性降低。因此，Ca之含量設為0.0005~0.0050%。

Nb：0.005~0.050%

Nb在鋼中以碳化物微細分散，有加強力鎖住(pinning)結晶粒界之效果。據此，具有使結晶粒細粒化，提高鋼韌性之效果。為了獲得該效果而含有0.005%以上，但含有超過0.050%時，碳化物粗大化，且韌性降低。據此，Nb之含量設為0.005~0.050%。

Ti：0.005~0.050%

Ti具有固定鋼中之N，提高韌性之效果。又，微細分散之Ti氮化物具有藉此強力鎖住結晶粒界，使結晶粒細粒化，提高鋼韌性之效果。又，鋼中之N之固定對於引出後述之B之效果亦係重要。據此，為了獲得該等效果，而含有0.005%以上，但含有超過0.050%時，會使氮化物粗大化，且使韌性降低。據此，Ti之含量設為0.005~0.050%。尤其，利用極速加熱實施淬火時，容易因加熱溫度超過使結晶粒徑粗大化，易使韌性降低，故較好充分活用由Ti氮化物產生之結晶粒界鎖住效果。其意味著較佳之含量為超過0.020%~0.035%。

B：0.0005~0.0050%

B於鋼中粒界偏析，顯著提高鋼之淬火，有助於韌性提高。其效果係在含有0.0005%以上時展現。另一方面，含有超過0.0050%時，由於於結晶粒界之硼化物粗大地析出，反而使韌性降低。據此，B之含量設為0.0005~0.0050%，較好為0.0030%以下。

本發明中由於限制Mn調配量之上限在1.0%，故藉由調配B利用淬火性改善實現強度提高。

B若無固熔狀態，則於結晶粒界未偏析。據此，容易與B造成化合物之N較好利用Ti固定，B較好依據N而含有固定量以上。其意味著B含量，由B、Ti、N之化學計量較好滿足下述式(2)或(3)之關係：

N-Ti/3.4≦0時

B≧0.0005...(2)

N-Ti/3.4＞0時

B-(N-Ti/3.4)×(10.8/14)≧0.0005...(3)

式(2)中之B、N、Ti分別為以質量%表示之元素含量時之數值。

N：0.002~0.010%

N為鋼中無法避免存在之雜質。然而，本發明中藉由與Ti形成氮化物，活用其分散，且充分活用結晶粒界鎖住效果，故控制N之含量至為重要。為了發揮其效果，使N之含量設為0.002%以上。另一方面，N過剩含有時，固熔N增加或與B形成化合物，而會引起固溶B量之降低。因此，N含量之上限設為0.010%以下。較佳之N含量範圍為0.002~0.008%。

本文中，本發明之鋼即使於減低Cr、添加Mo之情況亦可將Mo限制在極少量，且由於含有Cu、Ni，故即使添加B，仍可抑制與Cr、Mo之碳硼化物之析出，故就強度、韌性改善方面而言較佳。

Cu：0.01~0.50%

Cu具有提高鋼之淬火性，提高強度與韌性之效果。其效果若為含有0.001%以上，較好0.03%以上即可展現。然而，若含有超過0.50%則導致合金成本顯著增加。據此，Cu之含量設為0.01~0.50%。較佳之含量為0.03%以上，尤其是0.05%以上，更好為0.15%以上。

Ni：0.01~0.50%

Ni具有提高鋼之淬火性，以及提高強度與韌性之效果。其效果在若為含有0.01%以上，較好0.03%以上即可展現。然而，若含量超過0.50%則導致超過合金成本。據此，Ni之含量設為0.01~0.50%。較佳之含量為0.03%以上，尤其是0.05%以上，更好為0.15%以上。

Cr：0.01~0.50%

Cr具有提高鋼之淬火性，且提高回火軟化阻抗，提高強度與韌性之效果。其效果在若各元素含有0.01%以上即可展現。然而，含量超過0.50%時會造成冷拉伸時之強度超過，由於加工性降低故而不適當。據此，Cr之含量設為0.01~0.50%。較好為0.18~0.40%。

再者，關於Cu、Ni、Cr、Mo其含有平衡係如下述般限定。

由Cu、Ni、Cr、Mo含量之式之限定：本發明中添加Mo時，Cu、Ni、Cr、Mo之各含量間較好滿足下述關係。

Cr、Mo妨礙回火時析出之滲碳(cementite)球狀化，且，如本發明之含有B之鋼容易於結晶粒界形成B化合物(硼化物)，尤其是在高強度材容易降低韌性。因此，藉由含有Cr(而且即使添加Mo時亦將Mo限制在極少量)而實現高強度化，且除藉由含有Cu、Ni造成高強度化以外，亦適合作為於本發明中成為對象之高強度且高韌性之氣囊用鋼管。具體而言，針對Cr、Mo、Cu、Ni之含有平衡滿足下式(1)至為重要。

Cu+Ni≧(M)² +0.3...(1)

式(1)之“M”表示“Cr+Mo”，元素符號為以質量%表示各元素之含量時之數值。又，不含Mo時“Cr+Mo”之Mo以0代入。

以下元素雖可不含有，但亦可視需要含有。

Mo：未達0.10%

本發明中，Mo原則上不含有，但亦可依據需要含有極少量。Mo具有提高鋼之淬火性，且提高回火之軟化阻抗，提高強度與韌性之效果。其效果即使微量亦可看出，但就獲得確實效果而言較好含有0.01%以上。然而，含有0.10%以上時會導致合金成本超過。又，Mo之含量高時，無接縫鋼管在熱製管後之空氣冷卻中，亦有提高強度之傾向，使在冷拉伸加工前之軟化熱處理成為必要，而造成製造成本提高。據此，即使添加Mo，Mo之含量亦需未達0.10%。

V：0.02~0.20%

V具有藉由析出強化而提高強度之作用。該等V之作用在0.02%以上時可發揮效果，但超過0.20%時會使韌性降低。因此，添加時之V含量較好設為0.02~0.20%。V含量之較佳範圍為0.03~0.10%。

以下針對本發明之該無接縫鋼管之製造方法與其限定理由加以敘述。

(B)素材

本發明中有關成為鋼管素材之鋼塊並無特別限制。可為於具有圓柱型鑄型之連續鑄造機中鑄造之鑄片，亦可為鑄造成矩形型後，藉由熱鍛造成形成圓柱狀之物品。本發明之鋼由於抑制如Cr(於添加Mo時，為Cr及Mo)之氧磁鐵安定化元素之添加，添加如Cu及Ni之奧氏體(austenite)安定化元素，故即使進行連續鑄造成球狀作為圓形CC鋼胚時可防止中心裂痕之效果亦大，可使用作為圓形CC鋼胚。

圓形CC鋼胚中心部份之裂痕多時，使無接縫鋼管進行冷加工，尤其是冷拉伸後，若施以矯正加工，則裂痕會擴張、施以高頻淬火回火，經最終之縮徑加工後，有自內面發生裂痕之情況。據此，尤其是以圓形CC鋼胚作為素材時，本發明之鋼組成可較好地適用於氣囊儲氣筒無接縫鋼管中。

(C)熱製管

本發明中只要是以如上述般調整化學組成之(B)中所述之鑄片作為素材製造鋼管，則鋼管之製管法並無特別限制。例如，可採用曼內斯曼心軸(Mannesmann-Mandrel)法。

(D)冷加工

作為如上述之無接縫鋼管之經製管鋼管以獲得特定尺寸精度、表面性狀之條件下予以冷加工。冷加工只要可獲得特定尺寸精度及表面性狀即可，此意指於冷加工中，冷拉伸、冷壓延等之具體方法並未特別限制。加工度較好於減面率(斷面減少率)成為3%以上，但另一方面，若超過50%，則由於一般內面皺褶瑕疵顯著發達，故較好為未達50%。又，冷加工實施數次雖亦有成為最終製品尺寸之情況，但若微薄壁化之程度，亦即若加工度高，則鋼管強度由於加工硬化而上升，故於加工中容易發生裂縫，因此於期間有必要進行使其軟化之中間熱處理。然而藉由採用以(A)限定之化學成分之鋼，由於管材強度低，藉由冷加工亦不會使強度過高，而可省略冷加工前之軟化熱處理而較適宜。本發明之鋼於冷加工之際，亦不進行預熱軟化處理或中間之軟化燒鈍，可達成減面率40%以上，較好超過40%之加工度。

本發明中，減面率與斷面減少率同義，係以下述式定義。

減面率(%)=(S₀ -S_f )×100/S₀

但

S₀ ：冷加工前之鋼管截面積

S_f ：冷加工結束後之鋼管截面積

又，若為於中間不介存軟化燒鈍而進行者，則複數次冷加工之總減面積亦可作為上述減面率。不過，本發明中並非排除於中間進行軟化燒鈍之冷加工者。

(E)矯正

由於本發明之對象為拉伸強度超過1000MPa，具有作為氣囊系統用之必要尺寸精度、表面性狀及低溫韌性之無接縫鋼管，因此冷拉伸後之強度有比以往鋼管高之傾向，有藉由回彈(springback)等於鋼管產生彎曲之可能性。若鋼管彎曲，則藉由下述之高頻加熱之淬火時，有高頻線圈無法使筆直鋼管通過之問題的顧慮。因此於較佳樣態，為了藉由高頻加熱進行淬火，而於冷加工(例如冷拉伸)後進行矯正加工。

該矯正加工其方法並未特別限制，但較好為例如設置4列雙輥型壓延機，使各列之輥間隙中心位置互為不同而錯開(亦即偏移(offset))，進而調整輥間隙，藉由使鋼管通過於其間而施加彎曲、彎曲回復之加工之方法。

該彎曲、彎曲回復之加工度高，矯正效果亦高，因此以鋼管外徑之1%以上之偏移量，成為鋼管外徑之1%以下之輥間隙量較好，但另一方面，若以鋼管外徑之50%以下之偏移量，作為鋼管外徑之5%以上之輥間隙量，則由於並無鋼管內面皺褶瑕疵發生等問題故而適宜。

(F)熱處理

上述(E)之矯正加工後，確保鋼管所要之拉伸強度之同時，亦施以用以提高T方向韌性且確保耐爆發性之熱處理。

為使鋼管具備拉伸強度為1000MPa以上之高強度及耐爆發性，加熱至至少於Ac3變態點以上之溫度後進行急冷，接著以Ac1變態點以下之溫度進行回火處理。

急冷前之加熱溫度未達成為奧氏體單相之Ac3變態點時，無法確保良好之T方向韌性(因此無法確保耐爆發性)。另一方面，若上述加熱溫度過於高溫，則奧氏體粒子急速開始成長，容易成為粗粒，易使韌性降低，因此較好為1050℃以下。又，急速加熱至奧氏體區域之Ac3變態點以上之溫度後，短時間保持使奧氏體粒徑細粒化，以確保極高韌性。

以如此急速實現短時間保持之加熱，由生產性之觀點而言，較好採用高頻誘導加熱方法。又，此時之加熱速度雖可藉鋼管通過高頻線圈之速度等加以調整，但較好25℃/秒左右以上。更好為50℃/秒左右以上，又更好為100℃/秒左右以上。

加熱至至少Ac3變態點以上之溫度後之冷卻較好為成為用以安定確置地得到所需之1000MPa以上之拉伸強度之急冷，或進行水淬火等之急冷處理。具體而言，急冷處理時之800℃至500℃間之冷卻速度較好為50℃/秒以上。更好為125℃/秒以上。

經急冷冷卻至常溫附近之鋼管於Ac1變態點以下之溫度予以回火以賦予所需之1000MPa以上之拉伸強度及耐爆發性。回燒溫度若超過Ac1變態點，則難以安定且確實地獲得上述特性。

回火後，以如(E)所述之方法，以適宜直線矯正機等矯正彎曲即可。即使使用(A)中所記載之鋼組成之管材，若淬火階段之加熱速度或冷卻速度不充分，亦有無法安定且確保本發明目的之強度及韌度之情況。

經如此回火之無接縫鋼管，如先前所述，切斷成特定長度成為短管後，使至少一端進行壓製加工或旋壓加工等縮徑加工，最終加工成為引爆劑等裝載時所需形狀，作為氣囊儲氣筒而使用。

實施例 (實施例1)

本實施例係用以對模擬無接縫鋼管之製造條件所製造之材料之鋼組成與低溫韌性之關係所進行者。

將表1所示6種鋼種之化學組成之鋼真空熔解而熔製，於熱壓延後施以冷壓延作成5mm厚之板材(加工度為40%)。隨後，利用高頻加熱，以平均升溫速度300℃/秒加熱至920℃，保持920℃×5秒後，進行以水冷之淬火處理，接著，實施回火。自施以該熱處理之板材於與壓延方向垂直地採取JIS Z2201之14A號拉伸試驗片(平行部直徑4mm，平行部長度20mm)，依據JIS Z2241進行拉伸試驗。又，同樣於與壓延方向垂直，依據JIS Z2242，採取2.5mm寬度之取樣尺寸之V凹口夏比試驗片，進行夏比衝擊試驗。

表2中顯示以拉伸試驗所得知各鋼拉伸強度(TS)及夏比衝擊試驗所得之100%壓延斷口下限溫度(vTrs100)。

鋼1~3中雖藉由調整回火溫度而調整TS至1000MPa附近，但由於未滿足式(1)，成為vTrs100為高於-80℃之高溫，直接作為材料雖具有充分韌性，但若藉由瓶口加工使韌性降低則有無法獲得充分之低溫爆發性能之可能性。

另一方面，有關鋼4~8，由於滿足式(1)而為TS係1050MPa以上，vTrs100亦成為-100℃以下，即使施加瓶口加工，預測亦可確保充分之低溫爆發性能。

圖1中，對本例中之各鋼之Cr與Mo含量合計及Cu與Ni含量合計予以作圖，vTrs100為-80℃以上者表示為▲，-100℃以上者表示為○。由圖1可了解藉由對於Cr與Mo含量合計，使Cu與Ni含量合計成為滿足式(1)之關係者，可確保優異之低溫韌性。

Cu+Ni≧(Cr+Mo)² +0.3　…　(1)

又，式(1)之元素記號意指以質量%表示該等元素之含量時之數值。未含有Mo之鋼時，成為Mo=0。

(實施例2)

具有表3所示化學組成之鋼於轉爐中熔製，藉由連續鑄造製造外徑191mm之圓柱狀鋼胚。將該等圓型CC鋼胚切斷成所需長度，於1250℃加熱後，利用一般曼內斯曼心軸(Mannesmann-Mandrel)方式穿孔、壓延，藉此修飾成外徑70mm壁厚4.0mm。

所得無接縫鋼管作為管材，以通常方法施以冷拉伸加工(冷拉伸加工)，修飾成外徑60.3mm壁厚3.6mm。此稱為鋼管尺寸1。

該等施以冷拉伸加工之鋼管藉由直線矯正機矯正後，使用高頻誘導加熱裝置以平均升溫速度300℃/秒加熱至920℃，以920℃×5秒保持後，進行水淬火，接著以通常之步進樑式爐(walking beam furnace)進行用以回火之30分鐘均熱處理。

又，此鋼管尺寸1之利用直線矯正機矯正加工，係設置3列之雙輥型壓延機，第2列之輥間隙中心位置對於第1列之中心位置錯開至20mm上，且第3列之輥間隙之中心位置對於第1列之中心位置錯開至3mm上，再者第2列與第3列之輥間隙分別調整至58.8mm(外徑-1.5mm)及57.3mm(外徑-3.0mm)，藉由使鋼管通過期間而施加彎曲、彎曲回復之加工。

又，同樣地使藉由穿孔、壓延加工成外徑為51.0mm且壁厚為3.0mm之無接縫鋼管，以通常方法進行冷拉伸加工(冷拉伸加工)，修飾成外徑40.0mm壁厚2.6mm。此稱為鋼管尺寸2。

該等施以冷拉伸加工之鋼管藉由直線矯正機矯正後，使用高頻誘導加熱裝置加熱至920℃保持5秒後，進行水淬火，接著以通常之步進樑式爐進行用以回火之30分鐘均熱處理。

又，此鋼管尺寸2之利用直線矯正機矯正加工，係以與鋼管尺寸1同樣的方式，使第2列之輥間隙中心位置對於第1列之中心位置錯開至10mm上，且第3列之輥間隙之中心位置對於第1列之中心位置錯開至3mm上，再者第2列與第3列之輥間隙分別調整至39.5mm(外徑-0.5mm)及39.2mm(外徑-0.8mm)，藉由使鋼管通過期間而施加彎曲、彎曲回復之加工。

對於進行高頻淬火急回火之鋼管，採取圖2所示形狀之拉伸試驗調查強度特性。圖中之數字表示尺寸(單位：mm)。

又，進行高頻淬火急回火之鋼管切成6根各為300mm長，於兩管端施加壓製加工，以使縮徑部直徑/未縮徑部直徑之比成為0.6之方式將縮徑部設定為25mm長，作成儲氣筒瓶口部之形狀。隨後，熔接單末端加以密封，另一方之端部熔接貫通有高壓管之閉鎖構件。

將該試驗體浸漬於冷卻至-60℃之腔室內之乙醇中，自高壓管將乙醇注入管內並提高內壓使管破裂，觀察破壞形態。

其結果，使用鋼A~鋼B之鋼管尺寸1及2之試驗體之各6根中全部之開口部之脆性斷口面積率均未達5%，確認滿足充分之爆發性能。

另一方面，使用鋼C之鋼管尺寸1及2之試驗體之各6根中，各3根從縮徑部開始早期遭破壞，爆發壓力顯著降低。又使用鋼D及鋼E之試驗體6根全部之開口部之脆性斷口面積率均為5%以上，並未滿足性能。

以上結果與上述拉伸試驗結果一起概述於表4。

表4中之鋼A~鋼B為成分滿足本發明所規定條件之鋼。鋼C~鋼E為於本發明應滿足、未滿足Cu、Ni、Cr、Mo含量之關係式(1)之鋼或其以外成分之範圍未滿足之鋼。

(實施例3)

具有表5所示化學組成之鋼於轉爐中熔製，藉由連續鑄造製造外徑191mm之圓柱狀鋼胚。將該等圓型CC鋼胚切斷成所需長度，於1250℃加熱後，利用一般曼內斯曼心軸方式穿孔、壓延，藉此實施熱製管做成無接縫鋼管。

隨後，以通常方法施以冷拉伸加工(冷拉伸加工)，修飾成各種製品鋼管尺寸。此時之熱製管時之鋼管尺寸以及其後之冷拉伸加工後之鋼管尺寸表示於表6。

該等施以冷拉伸加工之鋼管藉由直線矯正機矯正後，使用高頻誘導加熱裝置以平均升溫速度300℃/秒加熱表6所示之條件，隨後進行水淬火。

又，該水淬火係自配置成環狀之噴嘴噴射噴霧狀之水，使鋼管通過其環內部，藉由使鋼管外表面冷卻而進行。前述之高頻誘導加熱裝置與水淬火設備連結，藉由變化鋼管通過速度，變化冷卻速度。接著以通常之步進樑式爐進行用以回火之30分鐘均熱處理，調整至拉伸強度成為1000MPa以上。

自如上述施以淬火回火之各鋼管切出一定長度，使用經採取之於JISZ 2201所規定之11號試驗片，依據JISZ 2241中規定之金屬材料拉伸試驗法進行拉伸試驗。

又，自各鋼管切出一定長度，將其在室溫於管之長度方向切斷並展開。使用自展開的管自其T方向採取之長度55mm、高度10mm、寬度為鋼管之原壁厚之矩形材中導入2mmV凹口之試驗片，實施夏比衝擊試驗。此時所得之可確保延伸性斷口率100%之下限溫度(表6中以vTrs100表示)及拉伸試驗結果關係示於表6。

又，將進行高頻淬火與回火之鋼管分別切斷成一根300mm長，於兩管端施以壓製加工，以使縮徑部直徑/未縮徑部直徑之比成為0.6之方式將縮徑部設定為25mm長，作成儲氣筒瓶口部之形狀。隨後，熔接單末端加以密封，另一方之端部熔接貫通有高壓管之閉鎖構件。

將該試驗體浸漬於冷卻至-60℃之腔室內之乙醇中，自高壓管將乙醇注入管內並提高內壓使管破裂，觀察破壞形態。開口部之脆性斷口面積率均未達5%者表示為合格(表6中以○表示)，為5%以上者表示為不合格(表6中以×表示)，並記載於表6。

以本發明之鋼組成，可了解為較適宜範圍之鋼F及鋼G與廣範圍之加熱條件無關，亦可確保安定之vTrs100為-100℃以下之優異低溫韌性，於端部施以冷加工亦可獲得優異之爆發性能。

另一方面，關於自本發明之鋼組成範圍僅使Ti離開其範圍之鋼H，若於超過1000℃加熱則結晶粒顯著粗大，伴隨於此可見到vTrs100上升及爆發性能降低。

又，關於自本發明之鋼組成範圍僅使B含量離開該範圍之鋼I，若於超過1000℃加熱則見到vTrs100上升及爆發性能降低。

又，使用含Mo：0.15%之鋼J欲製造外徑為25mm且壁厚為2.02mm或1.7mm之鋼管，實施於如試驗編號3或試驗編號14之熱製管尺寸與冷拉伸尺寸之組合加工後，於冷拉伸中發生裂痕(參考編號21)。因此，於試驗編號22在冷拉伸加工前施以在620℃ 20分鐘均熱之軟化熱處理。又，於試驗編號23分兩次實施抽伸加工，於該等抽伸加工之間施以在620℃ 20分鐘均熱之軟化熱處理，故不具效率。

試驗編號21、編號22以外，即使不施以熱製管後之軟化熱處理，亦可以1次冷拉伸加工進行修飾。

可了解使用依據本發明之化學成分之鋼，藉由施以高頻淬火回火，可便宜且高效率地製造具有作為包含縮徑部之氣囊儲氣筒構件亦優異之低溫爆發性能之高強度氣囊系統用之無接縫鋼管。

圖1為顯示本發明之較佳樣態中Cr+Mo與Cu+Ni關係之作圖。

圖2以本發明之實施例中之特性評價用之試驗片之說明圖。

Claims (6)

1. 一種氣囊用無接縫鋼管，其特徵為具有在質量%係由下列所組成：C：0.05~0.20% Si：0.10~0.50% Mn：0.10~1.00% P：0.025%以下S：0.005%以下Al：0.005~0.10% Ca：0.0005~0.0050% Nb：0.005~0.050% Ti：0.005~0.050% Cu：0.01~0.50% Ni：0.01~0.50% Cr：0.01~0.50% B：0.0005~0.0050% N：0.002~0.010%，其餘係由Fe及不可避免之雜質所組成且滿足下述式(1)之鋼組成，其拉伸強度為1000MPa以上，具有vTrs100為-80℃以下之高韌性，Cu+Ni≧(M)² +0.3...(1)又，式(1)之“M”表示Cr，元素記號意指以質量%表示該等元素之含量時之數值。
2. 如申請專利範圍第1項之氣囊用無接縫鋼管，其中 前述Ti含量以質量%計為超過0.020%且為0.050%以下。
3. 如申請專利範圍第1或2項之氣囊用無接縫鋼管，其具有以質量%計進而含有Mo：未達0.10%且滿足下式(1)之鋼組成：Cu+Ni≧(M)² +0.3...(1)又，式(1)之“M”表示(Cr+Mo)，元素記號意指以質量%表示該等元素之含量時之數值。
4. 如申請專利範圍第1或2項之氣囊用無接縫鋼管，其具有以質量%計進而含有V：0.02~0.20%之鋼組成。
5. 如申請專利範圍第3項之氣囊用無接縫鋼管，其中具有以質量%計進而含有V：0.02~0.20%之鋼組成。
6. 一種氣囊用無接縫鋼管之製造方法，其特徵為對使用具有申請專利範圍第1至5項中任一項之鋼組成之鋼胚(billet)利用熱製管所製造之無接縫鋼管管材，施以一次冷加工之加工度為40%以上之冷加工作成特定尺寸之鋼管，進行矯正後，以高頻加熱，並以25℃/秒以上之加熱速度而加熱至Ac3變態點以上後，並於800℃~500℃間之冷卻速度以50℃/秒以上進行急冷之淬火，接著加熱至Ac1變態點以下之溫度而進行回火。