WO2006046503A1 - エアバッグインフレータ用鋼管とその製造方法 - Google Patents

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WO2006046503A1
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steel
less
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heating
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Takashi Takano
Yuji Arai
Kunio Kondo
Keisuke Hitoshio
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention is a static pressure burst at such a low temperature that does not exhibit a brittle fracture surface at a tensile strength of 900 MPa or more, preferably lOOOMPa or more, and _40 ° C, preferably _60 ° C.
  • the present invention relates to a steel pipe for an airbag inflator (a steel pipe used for an airbag inflator) having both good toughness and low-temperature burst resistance, in which there is no crack growth in a test, and a method for producing the same.
  • a general inflator has a structure in which a lid plate is welded and closed at one end of a steel pipe drawn at both ends, and an airbag operating device is attached to the other end.
  • the high-pressure gas in the inflator is detected. It is designed to spray into the airbag at a stretch. Therefore, stress is applied to the steel tube for an airbag inflator at a large strain rate in a very short time.
  • steel pipes for airbag inflators have high strength and excellent burst resistance in addition to high dimensional accuracy, workability and weldability. High toughness is required. Since automobiles are used even in cold regions, the bast resistance must be ensured at temperatures as low as 40 ° C or lower.
  • the steel pipe for an airbag inflator has good burst resistance. This good burst resistance is demonstrated in a static pressure burst test below 140 ° C by the fact that no brittle fracture occurs and that the crack does not propagate over the entire length of the steel pipe, and preferably does not progress at all. .
  • the present invention has a high toughness demonstrated by a tensile strength of 900 MPa or more, preferably a high strength of lOOOMPa, and a 100% ductile fracture surface in a Charpy impact test at 40 ° C or less, Furthermore, it aims at providing the steel pipe for high intensity
  • Another object of the present invention is to provide a steel pipe for a high-strength airbag inflator having a good dimensional accuracy, workability and weldability in addition to the above performance, and a method for manufacturing the same.
  • the above-mentioned problem can be solved by selecting a specific steel composition for the steel pipe and controlling the cold working applied thereto so as to obtain an appropriate texture.
  • the present invention is in mass%
  • the steel composition contains one or more elements selected from one or more of the following groups (I), (II), and (III):
  • ⁇ 110 ⁇ L / T is preferably 30 or less, more preferably 20 or less, and a tensile strength of lOOOMPa or more.
  • the toughness of the steel pipe is further improved, it shows no brittle fracture surface in the 60 ° C Shannorepy impact test and shows good burst resistance at –60 ° C.
  • the steel pipe for an airbag inflator of the present invention is preferably not subjected to a heat treatment at a temperature equal to or higher than the Ac transformation point of the steel after cold working. As a result, high dimensional accuracy can be ensured.
  • a steel pipe for an airbag inflator of the present invention is manufactured by manufacturing a raw pipe from steel having the above-mentioned predetermined steel composition, heating the raw pipe to a temperature equal to or higher than the Ac transformation point of the steel, The base tube is tempered at a temperature lower than the Ac transformation point, followed by cold working, and preferably by a method including stress relief annealing at a lower temperature than the Ac transformation point.
  • the cold working can be performed once or a plurality of times. If the area reduction ratio (total area reduction area for multiple times) is 65% or less, an organization that satisfies the above ⁇ 110 ⁇ L / T requirement can be obtained. In particular, when the area reduction is 40% or less, it is possible to produce a steel pipe with ⁇ 110 ⁇ LZT of 30 or less and better toughness and burst resistance.
  • the tensile strength is 900MPa or more, preferably lOOOMPa or more.
  • High-strength, low-temperature toughness steel pipes for airbag inflators are provided reliably and stably.
  • the results of the Charpy impact test and the results of the static pressure burst test correspond well. Therefore, the burst resistance of steel pipes at low temperatures can be predicted from the results of the Charpy impact test without performing a static pressure burst test that actually bursts the steel pipe.
  • the steel tube for an airbag inflator can be manufactured without performing a heat treatment at a temperature equal to or higher than the Ac transformation point after cold working, the dimensional accuracy is good and workability and weldability are also good.
  • the present invention makes it possible to reduce the size and weight of an air bag system, and thus contribute to improving the fuel consumption of an automobile.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram for explaining a plane (L plane) perpendicular to the axial direction L of a steel pipe and a plane (T plane) perpendicular to the circumferential direction T of the steel pipe.
  • the steel pipe for an airbag inflator of the present invention has the specific steel composition described above, and this steel composition has Ti and Mn contents satisfying the following expressions (1) and (2) (where Ti and And Mn means the content in mass%):
  • the content of either Ti or Mn may be 0%.
  • Carbon (C) is an element effective for increasing the strength of steel at a low cost. If its content is less than 0.05%, it is difficult to obtain a desired high strength of 900 MPa or more, preferably lOOOMPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, the workability and weldability deteriorate. Contains C A preferable range of the amount is 0.08 to 0.20%, and a more preferable range is 0.12 to 0.17%.
  • Si silicon
  • the Si content is set to 0.1% or more. However, if the Si content exceeds 1.0%, the toughness decreases. A preferable range of the Si content is 0.2 to 0.5%.
  • Phosphorus (P) causes a decrease in toughness due to grain boundary segregation. In particular, when the content exceeds 0.025%, the toughness is significantly lowered.
  • the P content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • Xu (S) reduces the toughness of the steel pipe in the T direction, that is, the circumferential direction of the steel pipe. In particular, when its content exceeds 0.010%, the toughness of the steel pipe in the T direction is significantly reduced.
  • the S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • Chromium (Cr) is effective in increasing the strength and toughness of steel. If the content is less than 0.05%, it is difficult to obtain the above effect. However, if its content exceeds 1.45%, the toughness of the weld will be reduced. A preferable range of the Cr content is 0.2 to 1.0%, and a more preferable range is 0.4 to 0.8%.
  • A1 0.10% or less
  • Aluminum (A1) has a deoxidizing action and is an effective element for improving toughness and workability. However, if the content of A1 exceeds 0.10%, the generation of ground becomes significant. Since the A1 content may be at the impurity level, the lower limit is not particularly defined, but it is preferably 0.005% or more. A preferred range for the A1 content is 0.005 to 0.05%. In the present invention, the A1 content refers to the content of acid-soluble A1 (Le, “sol.Al”).
  • Titanium (Ti) may not be added to the steel composition of the present invention, but when added, it is 0.02% or less so as to satisfy the formula (1).
  • the lower limit is not particularly defined and includes the case of impurity level.
  • Ti is an element having a deoxidizing action when added. In addition, it exists stably as Ti nitride at high temperatures where the affinity for N is strong. Therefore, it suppresses crystal grain growth during hot rolling and contributes to improved toughness. In order to obtain such an action of Ti, Ti is preferably contained in an amount of 0.003% or more. However, if the Ti content exceeds 0.02%, the toughness decreases. Therefore, it is preferable to add Ti in the range of 0.003 to 0.02%.
  • Manganese (Mn) has a deoxidizing action and is an element effective for improving the hardenability of steel and improving its strength and toughness, so it can be contained up to 1.2%. If the content is less than 0.20%, sufficient strength and toughness may not be obtained, so the Mn content is preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, MnS becomes coarse, which expands during hot rolling, and may reduce toughness. Therefore, the Mn content is preferably 0.20 to 1.0%, more preferably 0.4 to 0.8%.
  • the value of (Mn + 40XTi) is preferably 0.6% or more and 1.0% or less.
  • Molybdenum (Mo), Nickel (Ni), Boron) and Vanadium (V) have the effect of improving the hardenability of both les and slips. Therefore, one or more of these as optional components may be used as necessary. It may be added.
  • Mo also has an effect of increasing strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening. These effects of Mo can be obtained even at impurity level contents, but the effect is more prominent.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the weld is hardened and the toughness decreases. Accordingly, the Mo content when added is preferably 0.05 to 1.0%, more preferably 0.05 to 0.50%, and even more preferably 0.:! To 0.40%.
  • Ni also has an effect of increasing toughness. Such an action of Ni can be obtained even at an impurity level content, but in order to obtain the effect more remarkably, the Ni content is preferably 0.05% or more. However, Ni is an expensive element, and the cost rises especially when its content exceeds 1.5%. Therefore, when Ni is added, the content of Ni is preferably 0.05 to 1.5%, more preferably 0.! To 1.0%.
  • the effect of improving the hardenability of B can be obtained even if the content is at the impurity level, but in order to obtain the effect more remarkably, it is preferable that the content of B is 0.0003% or more. However, if the B content exceeds 0.005%, the toughness decreases. Therefore, the amount of B when added is 0.0003 to 0.005%. A more preferred range for the B content is 0.003 to 0.002%.
  • V has the effect of increasing strength by precipitation strengthening.
  • Such an action of V is effective when contained in an amount of 0.01% or more, but when it exceeds 0.2%, the toughness decreases. Therefore, when added, the V content should be 0.01-0.2%.
  • a more preferable range of the V content is 0.03 to 0.10%.
  • the toughness improving action of Cu is the force S obtained even at the impurity level content, and in order to obtain the effect more remarkably, the Cu content is preferably 0.05% or more. Preferably it is 0.1%.
  • Cu decreases the hot workability of steel, so when Cu is included, Ni should also be included to ensure hot workability. If the Cu content exceeds 0.5%, good hot workability may not be ensured even if Ni is added in combination. Therefore, the Cu content when added is preferably 0.05-0.5%.
  • the Nb toughness-improving action can be obtained even at a content level of impurities, but in order to obtain the effect more remarkably, the Nb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0. More than 005%.
  • the content of Nb in the case of adding is preferably 0.003 to 0.1%.
  • a more preferable range of Nb content is 0.003 to 0.03%, and an even more preferable range is 0.005 to 0.02%.
  • one or more of calcium (Ca), magnesium (Mg), and rare earth metal elements (REM) may be used as an optional component for the purpose of ensuring even better burst resistance in airbag inflator steel pipes. It may be added.
  • All of these elements have the effect of improving the toughness anisotropy and increasing the T-direction toughness of the steel pipe, thereby further increasing the burst resistance.
  • both elements have a content of 0.0003% or more.
  • the content in the case of adding these elements is preferably 0 ⁇ 0003 to 0.01%, more preferably 0 ⁇ 0005 to 0.003%.
  • ⁇ 110 ⁇ L / T is a cross-section of a steel pipe cut perpendicularly to the axial direction L (longitudinal, plane shown by the stitch, hereinafter referred to as the L-plane) and the circumferential direction T as shown in FIG.
  • L-plane longitudinal, plane shown by the stitch
  • T plane circumferential direction
  • the X-ray integrated intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane of steel varies greatly depending on the manufacturing conditions.
  • the L / T ratio of the integrated intensity ratio ie, ⁇ 110 ⁇ LZT
  • the X-ray integral intensity ratio means the area of the peak attributed to the ⁇ 110 ⁇ plane and the specific plane orientation in the X-ray diffraction pattern obtained with the cross-sectional sample, and the crystal orientation like the powder sample. Plane orientations obtained from randomly disordered samples The value divided by the area of the peak attributed to.
  • ⁇ 110 ⁇ L / T which is the ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane X-ray integral intensity ratio measured on the T plane of the ⁇ 110 ⁇ plane X-ray integral intensity ratio measured on the L plane
  • the value of is less than 50.
  • ⁇ 110 ⁇ L / T exceeds 50, the texture anisotropy becomes too large, the toughness of the steel pipe decreases, and brittle fracture occurs in the Charpy impact test at -40 ° C. It becomes impossible to show good burst resistance at the temperature of C (no crack growth in the static pressure burst test).
  • the value of ⁇ 110 ⁇ L / T is preferably 30 or less, more preferably 20 or less, and the tensile strength is lOOOMPa or more.
  • Steel pipes with this value of 30 or less or 20 or less and tensile strength of lOOOMPa or more have higher toughness _ Do not cause brittle fracture in the Charpy impact test at 60 ° C _ Good at 60 ° C Shows good burst resistance.
  • the value of ⁇ 110 ⁇ LZT of the steel pipe mainly varies depending on the workability (area reduction rate) during cold working, and ⁇ 110 ⁇ L / T tends to increase as the area reduction rate increases. Therefore, in the manufacturing process of the steel pipe of the present invention, the cold working of the raw pipe should be set so that ⁇ 110 ⁇ L / T is 50 or less. However, if the steel composition specified in the present invention is satisfied and ⁇ 110 ⁇ L / T is 50 or less, the above-mentioned steel pipe having both high strength and high toughness can be obtained. It may be manufactured by a method different from the manufacturing method described below.
  • the steel pipe for an airbag inflator of the present invention can be manufactured by sequentially performing the following steps on a pipe manufactured from a steel having the above composition: a temperature above the Ac transformation point.
  • the raw pipe may be either a seamless steel pipe or a welded steel pipe, but a seamless steel pipe is preferable from the viewpoint of reliability.
  • a seamless steel pipe is preferable from the viewpoint of reliability.
  • the above heating temperature should be higher than the Ac transformation point in the austenite region.
  • the heating be performed for a short time after rapid heating to a predetermined heating temperature.
  • This rapid heating can be performed at a heating rate of 10 ° C / second or more.
  • Such rapid heating can be achieved by, for example, high-frequency induction calorie heating or direct current heating, but the heating means is not particularly limited.
  • a preferred heating means is high frequency induction heating.
  • the preferred heating temperature is in the range of 900 to 1000 ° C, and most preferably in the range of 900 to 960 ° C. If the heating temperature is lower than 900 ° C, complete austenite cannot be obtained during short-time heating, and a normal structure may not be obtained. When the heating temperature exceeds 1000 ° C, the ⁇ grain size becomes coarse and the toughness may decrease.
  • the heating atmosphere at the time of heating to a temperature equal to or higher than the Ac transformation point is more preferably a reducing atmosphere where it is desirable to have an environment with a low oxygen potential as much as possible from the viewpoint of suppressing the generation of surface scale.
  • rapid cooling preferably a cooling rate of 5 ° C / second or more on average in the temperature range of 850 to 500 ° C
  • the cooling rate is 20 ° C / second or more.
  • Such rapid cooling can be realized by water quenching or the like.
  • the steel pipe cooled to near room temperature by rapid cooling is tempered at a temperature not higher than the Ac transformation point in order to impart desired high strength and good burst resistance.
  • the tempering temperature is the Ac transformation point.
  • This tempering is 450-65
  • the blank tube thus tempered and tempered is subjected to cold working, and finished to predetermined dimensions and surface properties.
  • the method of cold working is not particularly limited, but it is usually performed by cold drawing or cold rolling.
  • the degree of work in this cold work affects the anisotropy of the texture of the steel pipe, that is, the value of ⁇ 110 ⁇ LZT.
  • the greater the degree of processing the higher the anisotropy, and therefore ⁇ 110 ⁇ L / T tends to increase.
  • it is preferable to perform cold working so that the reduction in area is 65% or less. If the area reduction is higher than 65%, the ⁇ 1 10 ⁇ L / T of the processed steel pipe may be higher than 50.
  • the area reduction rate is more preferably 40% or less, so that ⁇ 110 ⁇ L / T is as low as 30 or less _ High strength and toughness steel pipes exhibiting good burst resistance even at 60 ° C. can get.
  • Cold working can be performed in two or more steps. In that case, the total area reduction should be 65% or less.
  • This stress relief annealing is preferably carried out by holding in a temperature range of 400 to 650 ° C for 10 minutes or more.
  • This stress relief annealing is preferably carried out by holding in a temperature range of 400 to 650 ° C for 10 minutes or more.
  • stress relief annealing on the higher temperature side within this range is possible. desirable.
  • the tensile strength of the steel pipe varies depending on the stress relief annealing conditions, and the lower the temperature, the higher the tensile strength.
  • the tensile strength is 900 MPa or higher, preferably lOOOMPa or higher, and it is 100% ductile in a Charpy impact test of ⁇ 40 ° C or lower, preferably ⁇ 60 ° C or lower.
  • a steel pipe for an airbag inflator having high toughness that shows a fracture surface and does not show crack growth in an internal pressure burst test at ⁇ 40 ° C., preferably ⁇ 60 ° C., can be realized. Therefore, the steel pipe for an airbag inflator of the present invention can sufficiently cope with the high pressure and thinning of the airbag inflator.
  • 1 3 ranged from 820 to 880 ° C.
  • Example 1 A billet having the steel composition shown in Table 1 was used, heated to 1250 ° C, and then drilled and rolled by the usual Mannes Manpiercer mandrel mill method to obtain an outer diameter of 42.7 mm and a wall thickness of 3.9 mm. A seamless steel pipe to be a raw pipe was manufactured by hot pipe production to the dimensions.
  • No. l 7-19 (Mn + 40 XTi) values are examples of deviations from the range force specified in the present invention, and Nos. 20 and 21 have Cr contents outside the range. These are all comparative steels.
  • each tube was heated to 920 ° C for 10 minutes in a normal walking beam furnace.
  • Tempering was performed at a temperature below 1 for 30 minutes (the temperature is indicated as T in Table 2).
  • the cooling rate in the temperature range of 850 to 500 ° C during water cooling was 20 ° CZ seconds or more. After that, the blank tube was cold worked by drawing. In this example, as shown in Table 2, cold drawing was performed twice, and the total area reduction rate was 63.2%. 20 minutes after each cold drawing at a temperature lower than the Ac transformation point
  • a steel pipe was manufactured in the same manner as in Example 1, but in this example, as shown in Table 2, out of the two cold drawing operations performed in Example 1, the second drawing and the subsequent stresses were performed. Removal annealing was not performed. Therefore, the reduction of cold drawing was 39.1%, and the final shape of the steel pipe was 32.0 mm in outer diameter and 3.20 mm in wall thickness.
  • a steel pipe was manufactured in the same manner as in Example 1, but the shape of the base pipe was 50.8 mm in outer diameter and 4.8 mm in wall thickness.
  • the element tube was heat-treated by quenching and tempering in the same manner as in Example 1, and then subjected to cold drawing three times as shown in Table 2. After each drawing process, stress relief annealing was performed in the same manner as in Example 1. The total reduction in cold drawing was 74.8%, and the final shape of the steel pipe was 24.0 mm in outer diameter and 2.60 mm in wall thickness.
  • the steel pipe produced in this example had a ⁇ 110 ⁇ L / T value greater than 50 in all steel types because the reduction in cold work was too high. Therefore, all the steel pipes of this example are comparative examples.
  • the shape of the strength tube in which the steel pipe was manufactured in the same manner as in Example 1 was 50.8 mm in outer diameter and 4.0 mm in thickness.
  • This element tube was heat-treated by quenching and tempering in the same manner as in Example 1. Then, as shown in Table 2, it was cold-drawn once with a surface reduction rate of 40.7%, and then the same stress as in Example 1 was applied. Removal annealing was performed.
  • the final shape of the steel pipe was 40.0 mm in outer diameter and 3.00 mm in wall thickness.
  • a steel pipe was produced in the same manner as in Example 1, but the shape of the base pipe was 50.8 mm in outer diameter and 4.0 mm in thickness, the same as in Example 3. After this heat treatment was performed by quenching and tempering in the same manner as in Example 1, as shown in Table 2, cold drawing with a surface reduction rate of 23.4% was performed once, and then stress was applied as in Example 1. Removal annealing was performed. The final shape of the steel pipe was 45.0mm in outer diameter and 3.45mm in thickness.
  • Hot pipe outer diameter 42.7 mm Outer diameter: 42.7 mm Outer diameter: 50.8 mm Outer diameter: 50.8 mm Outer diameter: 50.8 mm
  • Thickness 3.9 nm Thickness: 3.9 mm Thickness: 4.8 mm Thickness: 4.0 mm Thickness: 4.0 mm
  • Quenching temperature Q 920 ° C Q: 920.
  • C Q 920.
  • Thickness 3. 20mm Thickness: 3. 20nm Thickness: 3.9mm Thickness: 3.00mm Thickness 3.45mm
  • First stress annealing S R The following temperature S R: AC, the following temperature S R: AC, the following temperature S R: AC, the following temperature S: AC, the following temperature S: AC, the following temperature
  • Thickness 2. 60mm Thickness: 3. 20mm
  • Thickness 2. 60mm
  • the temperature of the burst test was set to 60 ° C in Examples 2 and 4 where the value of vTrs was ⁇ 60 ° C or lower, and _40 ° C in the remaining Examples 1 and 3 and Comparative Example 1. did.
  • both ends of the steel pipe of a 250 mm long test piece were closed by welding the cover plate, and _40 ° C Or — Burst the tube by increasing the static pressure applied to the inside of the tube by 60 ° C liquid. Burst resistance was evaluated as shown in Table 3 by visually observing the periphery of the burst part (rupture part) of the burst pipe and by the propagation of cracks on both sides of the burst part.
  • the steel pipe of ⁇ 16 shows a high strength with a tensile strength of 900MPa or more, and at the same time, vTrslOO has a good toughness of _40 ° C or less and a burst test of _40 ° C or less, and cracks do not progress at all. In addition, it showed good burst resistance.
  • the area reduction rate in cold working is 40. /.
  • the vTrslOO value was ⁇ 60 ° C or less and the toughness was further improved, and the burst test temperature was ⁇ 60 ° C. Even if lowered, the crack does not progress at all. Showed good burst resistance.
  • the tensile strength of the steel pipe was the 900 MPa level in Examples 1 and 2.
  • the tensile strength in Examples 3 and 4 was as high as the lOOOMPa level.
  • the tensile strength of the steel tube for an airbag inflator can be adjusted to a required level according to the specifications of the airbag.
  • this difference is about 30 ° C., and in the Charpy impact test results, a remarkable difference appears between the steel of the present invention and the comparative steel.
  • all three steel pipes tested in the burst test developed crack growth that reached the pipe end, resulting in poor burst resistance.

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Abstract

　引張強度が９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上という高強度を高い靱性と共に備え、－４０°C以下のバースト試験で亀裂が進展しない良好な耐バースト性を示すエアバッグインフレータ用鋼管が、質量％で、Ｃ：０.０５～０.２０％、Ｓｉ：０.１～１.０％、Ｐ：０.０２５％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.０５～１.４５％、Ａｌ：０.１０％以下、Ｔｉ≦０.０２％、かつ０.４≦Ｍｎ＋４０×Ｔｉ≦１.２、を満たすＴｉとＭｎの一方または両方を含有する鋼の素管をＡｃ１変態点以上の温度から急冷し、Ａｃ１変態点より低温で焼戻しを行い、減面率６５％以下の冷間加工を行い、Ａｃ１変態点より低温で応力除去焼鈍を行うことにより製造される。この鋼管の軸方向Ｌに垂直な断面と周方向Ｔに垂直な断面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比のＬ／Ｔ比は５０以下である。

Description

明 細 書
エアバッグインフレータ用鋼管とその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、引張強度が 900MPa以上、好ましくは lOOOMPa以上という高強度と、 _40°C、好ましくは _ 60°Cで脆性破面を呈することがなぐそのような低温での静圧 バースト試験において亀裂進展がないという、良好な靱性および低温耐バースト性と を兼ね備えた、エアバッグインフレータ用鋼管（エアバッグインフレータに用いる鋼管 )とその製造方法とに関する。
背景技術
[0002] 自動車の安全性を増大させるために運転席および助手席にエアバッグ (エアクッシ ヨン)システムを搭載することは、もはや標準装備になりつつある。従来のエアバッグ システムは、爆発性薬品を使用してエアバッグ展開用のガスを発生させるものであつ た。しかし、エアバッグ展開速度の応答性とガス圧力の調整の要望から、インフレータ (またはアキュムレータ）と呼ばれる鋼管にエアバッグ展開用の高圧ガスを充填した別 の種類のエアバッグシステムが開発され、その適用が広がっている。
[0003] 一般的なインフレータは、両端を絞り加工した鋼管の一端に蓋板を溶接して閉じ、 他端にエアバッグ作動装置を装着した構造を持ち、衝突を感知するとインフレータ内 の高圧ガスが一気にエアバッグ内に噴出するようになっている。従って、エアバッグィ ンフレータ用鋼管には、極めて短時間に大きな歪速度で応力が負荷される。このた め、圧力シリンダーやラインパイプのような従来型の構造物とは異なり、エアバッグィ ンフレータ用鋼管には、高い寸法精度、加工性及び溶接性に加えて、高強度と優れ た耐バースト性、高い靱性が要求される。 自動車は寒冷地でも使用されるため、耐バ 一スト性は— 40°C以下という低温で確保されなければならない。
[0004] インフレータに好適に用いられるエアバッグ用鋼管とその製造方法力 例えば、特 開平 10— 140238号、特開 2002— 194501号、特開 2002— 294339号および特 開 2003— 171738号の各公報に開示されている。しかし、上記各公報に記載の技 術は、いずれも高強度高靱性エアバッグ用鋼管を意図するものの、達成された引張 強度は 800MPa台または 900MPa台であって、最高でも 947MPaであり、 1000M Pa以上の高強度を優れた靱性と共に実現できるものは皆無であった。
発明の開示
[0005] 燃費向上のために自動車の軽量ィ匕指向が強くなるに伴レ、、エアバッグシステムにも 小型 ·軽量のものが要求されるようになっており、それにはインフレータ圧力の更なる 高圧化ゃ更なる薄肉化が必要となる。それを実現するため、従来のものより引張強度 が高ぐし力も靭性にも優れたエアバッグインフレータ用鋼管が求められている。
[0006] また、安全性の面から、エアバッグインフレータ用鋼管の耐バースト性が良好である ことも重要である。この良好な耐バースト性は一 40°C以下での静圧バースト試験にお いて、脆性破壊が発生せず、また亀裂が鋼管全長にわたっては進展せず、好ましく は全く進展しないことにより実証される。
[0007] 本発明は、引張強度が 900MPa以上、好ましくは lOOOMPaと高強度であって、か つ 40°C以下のシャルピー衝撃試験で 100%延性破面となることで実証される高い 靱性と、さらに上記の良好な耐バースト性とを備えた高強度エアバッグインフレータ用 鋼管とその製造方法を提供することを目的とする。
[0008] 本発明の別の目的は、上記の性能に加えて、良好な寸法精度、加工性および溶接 性も備えた、高強度エアバッグインフレータ用鋼管とその製造方法を提供することで ある。
本発明によれば、鋼管に対して特定の鋼組成を選択し、適正な集合組織になるよう にそれに加える冷間加工を制御することによって上記課題を解決することができる。
[0009] ここに、本発明は、質量％で、
C:0.05〜0.20%、 Si:0.1〜： ί.Ο%、 P:0.025%以下、
S:0.010%以下、 Cr:0.05〜： 1.45%、 Al:0.10%以下、
下記式（1)および（2)を満たす量の Tiと Mnの一方または両方：
Ti≤0.02% (1)
0.4%≤ Mn + 40 X Ti≤ 1.2% (2)
Mo :0〜： 1.0%、 Ni:0〜1.5%、V:0〜0.2%、 B:0〜0.005%、 Cu:0〜0.5%、 N b:0〜0.1%、 Ca:0〜0.01%、 Mg:0〜0.01%、 REM:0〜0.01%、 を含有し、残部が Feおよび不純物からなる鋼組成を有し、鋼管の軸方向 Lに垂直な 断面で測定した { 110}面の X線積分強度比の、鋼管の周方向 Tに垂直な断面で測 定した { 110}面の X線積分強度比に対する比（以下 { 110 } L/Tと記す）が 50以下 であり、 900MPa以上の引張強度を有するエアバッグインフレータ用鋼管、である。
[0010] 1態様において、前記鋼組成は、下記 (I) , (II)および (III)の 1以上の群から選ん だ 1種または 2種以上元素を含有する：
(Ι) Μο : 0·05〜： 1.0%、 Ni : 0.05〜： 1.5%、 V: 0.01〜0.2%
および B： 0.0003〜0.005%の1種または2種以上、
(II)〇11: 0.05〜0.5%ぉょび1^) : 0.003〜0.1%の1種または2種、
(III) Ca : 0.0003〜0.01%、 Mg： 0.0003〜0.01 %および REM : 0.0003〜0.01 %の 1種または 2種以上。
[0011] { 110}L/Tは好ましくは 30以下であり、より好ましくは 20以下であって引張強度が lOOOMPa以上である。それにより、鋼管の靱性はさらに改善され、 60°Cのシャノレ ピー衝撃試験で脆性破面を呈することがなぐかつ— 60°Cで良好な耐バースト性を 示すようになる。
[0012] 本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、冷間加工後に鋼の Ac変態点以上の 温度での熱処理を受けていないことが好ましい。それにより、高い寸法精度を確保す ること力 Sできる。
[0013] 本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、上記所定の鋼組成を有する鋼から素 管を製造し、その素管を鋼の Ac変態点以上の温度に加熱を行ってから急冷し、次 いで該素管を Ac変態点より低温で焼戻し、その後に冷間加工を行い、好ましくはそ の後に Ac変態点より低温で応力除去焼鈍を行うことを含む方法により製造すること
1
ができる。
[0014] 冷間加工は、 1回または複数回行うことができる。その際の減面率 (複数回の時は 合計減面率）を 65 %以下にすると、上記 { 110 } L/Tの要件を満たす組織を得ること ができる。特に減面率が 40%以下であると、 { 110}LZTが 30以下と、靱性および耐 バースト性が一層良好な鋼管を製造することが可能となる。
[0015] 本発明によれば、引張強度が 900MPa以上、好ましくは lOOOMPa以上と高強度 で、 40°C以下、好ましくは— 60°C以下の温度のシャルピー試験で 100%延性破 面を呈し、 40°C、好ましくは 60°Cでの静圧バースト試験において亀裂の伝播が 見られない、高強度で低温靭性に優れたエアバッグインフレータ用鋼管が確実かつ 安定的に提供される。後で実施例に示すように、シャルピー衝撃試験の結果と静圧 バースト試験の結果はよく対応している。従って、実際に鋼管を破裂させる静圧バー スト試験を行わなくても、シャルピー衝撃試験の結果により鋼管の低温での耐バース ト性を予測することができる。
[0016] このエアバッグインフレータ用鋼管は、冷間加工後に Ac変態点以上の温度での 熱処理を行わずに製造できるので、寸法精度がよぐまた加工性や溶接性も良好で ある。本発明は、エアバッグシステムの小型化と軽量ィ匕を可能にし、従って、 自動車 の燃費改善に資するものである。
図面の簡単な説明
[0017] [図 1]鋼管の軸方向 Lに垂直な面 (L面）と鋼管の周方向 Tに垂直な面 (T面）とを説明 する説明図である。
発明を実施するための最良の形態
[0018] (A)鋼の化学組成
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、前述した特定の鋼組成を有し、この鋼 組成は次の（1)式および（2)式を満たす Tiおよび Mn含有量を有する（式中、 Tiおよ び Mnはそれぞれ質量％での含有量を意味する）：
Ti≤0.02% (1)
0.4%≤ Mn + 40 X Ti≤ 1.2% (2)
Tiと Mnのレ、ずれか一方の含有量は 0%でもよレ、。
[0019] 本発明に係る鋼組成における各種元素の含有量の範囲を上述のように限定した理 由は次の通りである。なお、鋼組成を示す％は全て質量％である。
C : 0.05〜0.20%
炭素（C)は、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。その含有量が 0.05 %未満では、所望の 900MPa以上、好ましくは lOOOMPa以上という高強度が得難 レ、。一方、 C含有量が 0.20%を超えると、加工性および溶接性が低下する。 C含有 量の好ましい範囲は 0.08〜0.20%で、より好ましい範囲は 0.12〜0.17%である。
[0020] Si : 0.1〜： 1.0%
ケィ素（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。 これらの作用を十分に得るために、 Si含有量を 0.1 %以上とする。しかし、 Siの含有 量が 1.0%を超えると、靱性が低下する。 Si含有量の好ましい範囲は 0.2〜0.5%で ある。
[0021] P : 0.025%以下
リン (P)は、粒界偏析に起因する靱性低下をもたらす。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。 Pの含有量は 0.020%以下とするのが好ま しぐ 0.015%以下であれば一層好ましい。
[0022] S : 0.010。/o以下
ィォゥ（S)は、特に鋼管 T方向、つまり鋼管の円周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。 Sの 含有量は 0.005%以下とするのが好ましぐ 0.003%以下であれば一層好ましい。
[0023] Cr : 0.05〜： 1.45%
クロム（Cr)は、鋼の強度と靭性を高めるのに有効である。その含有量が 0.05%未 満では、上記の効果を得難い。しかし、その含有量が 1.45%を超えると、溶接部の 靱性低下を招く。 Cr含有量の好ましい範囲は 0.2〜1.0%、より好ましい範囲は 0.4 〜0.8%である。
[0024] A1 : 0.10%以下
アルミニウム (A1)は、脱酸作用を有し、靱性およ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 A1を含有させると地疵の発生が著しくなる。 A1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レ、。 A1含有量の好ましい範囲は 0.005〜0.05%である。本発明に おける A1含有量とは、酸可溶性 A1 (レ、わゆる「sol.Al」 )の含有量を指す。
[0025] 上記の基本鋼組成を前提に、エアバッグインフレータ用鋼管としての靱性を確保し つつ、 900MPa以上、好ましくは lOOOMPa以上という高強度を得るために、 Mnお よび Ti含有量を前記の式（1)および式（2)を満たすように調整する。 [0026] Ti: 0〜0.02%
チタン (Ti)は、本発明の鋼組成に添加しなくてもよいが、添加する場合には、 (1) 式を満たすように 0.02%以下とする。下限は、特に規定されず、不純物レベルの場 合も包含される。
[0027] Tiは、添加すれば脱酸作用を有する元素である。さらに Nとの親和力が強ぐ高温 で Ti窒化物として安定に存在する。従って、熱間圧延時の結晶粒成長を抑制し、靱 性向上に寄与する。このような Tiの作用を得るには、 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 0.02%を超えると、かえって靱性が低下 する。従って、 Tiを 0.003〜0.02%の範囲内で添加することが好ましい。
Μη: 1.2。/0以下
マンガン (Mn)は、脱酸作用があり、また、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ので、最大 1.2%含有させることができる。その含有 量が 0.20%未満では十分な強度と靭性が得られないことがあるので、 Mn含有量は 0.20%以上とすることが好ましい。一方、 Mn含有量が 1.0%を超えると、 MnSが粗 大化し、これが熱間圧延時に展伸し、靭性が低下する場合がある。従って、 Mnの含 有量は、好ましくは 0.20〜1.0%、より好ましくは 0.4〜0.8%である。
[0028] Tiと Mnの含有量は上記（2)式を満たすように調整する。 （Mn + 40 X Ti)の値が 0.
4%未満または 1.2%超になると、所望の高強度および/または高靱性を得ることが できなくなる。 （Mn + 40 X Ti)の値は、好ましくは 0.6%以上、 1.0%以下である。
[0029] 鋼の強度、耐バースト性、および/または溶接性をさらに改善する目的で、上記の 成分に加え、場合により、 Mo、 Ni、 Cu、 V、 Nb、 B、 Ca、 Mgおよび REMの 1種また は 2種以上を後述する範囲で本発明に係る鋼管の鋼組成に添加することができる。
Mo、 Ni、 B、 V：
モリブデン（Mo)、ニッケル（Ni)、ボロン ）およびバナジウム（V)は、レ、ずれも焼 入れ性を高める作用を有するので、任意成分としてこれらの 1種または 2種以上を必 要に応じて添加してもよい。
[0030] Moにはさらに、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の含有量を 0.05%以上とすることが好ましレ、。し力し、 Moの含有量が 0.5 0%を超えると、溶接部が硬化して靱性が低下する。従って、添加する場合の Moの 含有量は 0·05〜1·0%とするのがよぐより好ましくは 0.05〜0·50%、さらにより好ま しくは 0.：!〜 0.40%である。
[0031] Niにはさらに靱性を高める作用もある。このような 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の含有量を 0.05%以 上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。従って、添加する場合の Niの含有量は 0.05〜： 1.5 %とするのがよぐより好ましくは 0.：!〜 1.0%である。
[0032] 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。従って、添加する場合の Bの含有 量は 0.0003〜0.005%とするのカょレヽ。 B含有量のより好ましレヽ範囲は 0·0003〜0. 002%である。
[0033] V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。 Vにはさらに 、析出強化により強度を高める作用もある。このような Vの作用は 0.01%以上含有さ せると効果を発揮するが、 0.2%を超えると靭性が低下する。従って、添加する場合 の Vの含有量は 0.01〜0.2%とするのがよレ、。 V含有量のより好ましい範囲は 0.03 〜0.10%である。
[0034] Cu、Nb :
銅（Cu)およびニオブ (Nb)は、いずれも靭性を高める作用を有するので、必要に 応じて、これらの 1種または 2種を任意成分として添カ卩してもよい。
[0035] 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力 S、より顕著にそ の効果を得るには、 Cuの含有量は 0.05%以上とすることが好ましぐより好ましくは 0 .1 %とする。しかし、 Cuは鋼の熱間加工性を低下させるので、 Cuを含有させる場合 には Niも含有させて、熱間加工性を確保するのがよレ、。なお、 Cuの含有量が 0.5% を超えると、 Niと複合添加させても良好な熱間加工性を確保できない場合がある。従 つて、添加する場合の Cuの含有量は 0.05〜0.5%とするのがよい。 [0036] 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含有量は 0.003%以上とすることが好ましぐより好ましくは 0. 005%以上とする。しかし、 Nbの含有量が 0.1%を超えると、かえって靭性が低下す る。従って、添カ卩する場合の Nbの含有量は 0.003〜0.1%とするのがよい。より好ま しい Nb含有量の範囲は 0.003〜0.03%、さら一層好ましい範囲は 0.005〜0.02% である。
[0037] Ca、 Mg、： REM :
エアバッグインフレータ用鋼管に更に一層良好な耐バースト性を確保させる目的で 、カルシウム（Ca)、マグネシウム（Mg)及び希土類金属元素（REM)の 1種または 2 種以上を任意成分として必要に応じて添加してもよい。
[0038] これらの元素は、いずれも靱性の異方性を改善して鋼管の 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べノレの含有 量であっても得られる力 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。従って、これらの元 素を添加する場合の含有量は、それぞれ 0·0003〜0.01%とするのがよぐより好ま しくは 0·0005〜0.003%である。
[0039] (B) { 110}L/T
{ 110}L/Tとは、図 1に示すように、鋼管を軸方向 Lに垂直に切断した断面（縦ノ、 ツチで示す面、以下 L面という）と周方向 Tに垂直に切断した断面 (斜めハッチで示す 面、以下 T面という）とについて、それぞれ { 110}面の X線積分強度比を測定した時 の、 T面の X線積分強度比に対する L面の X線積分強度比の比を意味する。
[0040] 特開 2003— 171738号公報に明ら力 こされてレヽるように、鋼の { 110}面の X線積 分強度比は製造条件による変動が大きぐ { 110}面の X線積分強度比の L面/ T面 の比率 (すなわち、 { 110}LZT)は、集合組織の L方向と T方向の異方性を評価する パラメータとして使用することができる。ここで、 X線積分強度比とは、断面サンプルで 得られた X線回折図における { 110}面とレ、つた特定の面方位に帰属されるピークの 面積を、粉末試料のような結晶方位的に無秩序なサンプルから得られる同じ面方位 に帰属されるピークの面積で除した値である。
[0041] 本発明の鋼管では、 L面で測定した { 110}面の X線積分強度比の T面で測定した { 110}面の X線積分強度比の比率である { 110}L/Tの値が 50以下である。 { 110}L /Tが 50を越えると、集合組織の異方性が大きくなりすぎ、鋼管の靱性が低下し、 - 40°Cでのシャルピー衝撃試験で脆性破壊が起こるようになり、 _40°Cの温度で良好 な耐バースト性 (静圧バースト試験で亀裂進展がない）を示すことができなくなる。
[0042] { 110}L/Tの値は好ましくは 30以下であり、より好ましくは 20以下であってかつ引 張強度が lOOOMPa以上である。この値が 30以下、あるいは 20以下であって引張強 度が lOOOMPa以上である鋼管は靱性がより高ぐ _ 60°Cでのシャルピー衝撃試験 において脆性破壊を生ずることがなぐ _ 60°Cで良好な耐バースト性を示す。
[0043] 鋼管の { 110}LZTの値は、主に冷間加工時の加工度（減面率）により変動し、減 面率が大きくなるほど { 110}L/Tは大きくなる傾向がある。従って、本発明の鋼管の 製造過程において、素管の冷間加工を { 110}L/Tが 50以下になるように設定すれ ばよレ、。ただし、本発明で規定する鋼組成を満たし、かつ { 110}L/Tが 50以下であ れば、前述した高強度と高靭性とが両立した鋼管になるので、本発明の鋼管は、以 下に説明する製造方法とは異なる方法で製造されたものであってもよい。
[0044] (C)製造方法
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、上記組成を有する鋼から製造された素 管に対して下記工程を順に行うことにより製造することができる: Ac変態点以上の温
1
度への加熱とその後の急冷、 Ac変態点より低温での焼戻し、冷間加工、好ましくは
1
その後に Ac変態点より低温での応力除去焼鈍。
1
[0045] 素管は、継目無鋼管と溶接鋼管のいずれでもよいが、信頼性の観点からは継目無 鋼管が好ましい。継目無鋼管や溶接鋼管の製管法は特に限定するものではない。 鋼管に所要の引張強度を確保するため、 Ac点以上への加熱と急冷により焼入れ を施し、次いで Ac点より低温で焼戻しを行う。
[0046] 急冷前の加熱温度が Ac変態点より低いと、必要な高強度や靱性を確保することが
1
できない。上記の加熱温度はオーステナイト域である Ac変態点以上の温度とするこ
3
とが好ましい。 [0047] 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、表面性状が低下し て耐バースト性が低下することもある。従って、上記加熱は、所定の加熱温度に急速 加熱した後、短時間保持するものであることが好ましい。この急速加熱は 10°C/秒 以上の昇温速度で行うこともできる。そのような急速加熱は、例えば、高周波誘導カロ 熱や直接通電加熱により達成できるが、加熱手段は特に限定されるものではい。好 ましい加熱手段は高周波誘導加熱である。
[0048] 特に、このような短時間の急速加熱の場合、好ましい加熱温度は 900〜： 1000°Cの 範囲内であり、最も好ましくは 900〜960°Cの範囲内である。加熱温度が 900°Cより 低いと、短時間加熱中に完全にオーステナイトィヒすることができず、正常な組織が得 られないことがある。加熱温度が 1000°Cを超えると、 γ粒径が粗大化して、靱性が低 下することがある。
[0049] Ac変態点以上の温度に加熱する際の加熱雰囲気は、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ぐ還元性 雰囲気であれば更に好ましい。
[0050] Ac変態点以上、好ましくは Ac変態点以上、の温度に加熱した後の冷却は、所望
1 3
の高強度を安定かつ確実に得るために、急冷 (好ましくは 850〜500°Cの温度域に おいて平均で 5°C/秒以上の冷却速度）とする。好ましくは、この冷却速度は 20°C/ 秒以上とする。このような急冷は水焼入れ等により実現可能である。
[0051] 急冷により常温近傍まで冷却された鋼管を、所望の高強度と良好な耐バースト性を 付与するために Ac変態点以下の温度で焼戻しする。焼戻しの温度が Ac変態点を
1 1 超えると、上記特性を安定かつ確実に得ることが困難になる。この焼戻しは 450〜65
0°Cの温度域に 20分以上保持することにより行うことが好ましい。
[0052] こうして焼入れと焼戻しを行った素管に対して冷間加工を施し、所定の寸法および 表面性状に仕上げる。冷間加工の方法は特に制限されないが、通常は冷間抽伸ま たは冷間圧延により行われる。
[0053] 本発明の方法では、この冷間加工の後には Ac以上の温度での熱処理を行わない
1
ので、この冷間加工における加工度が、鋼管の集合組織の異方性、すなわち、 { 110 }LZTの値を左右する。つまり、加工度が大きいほど、異方性が高まり、従って { 110 }L/Tの値が大きくなる傾向がある。その意味からは、冷間加工を減面率が 65%以 下になるように行うことが好ましい。減面率が 65%より高くなると、加工後の鋼管の { 1 10}L/Tが 50より大きくなることがある。減面率はより好ましくは 40%以下であり、そ れにより、 { 110}L/Tが 30以下と低ぐ _ 60°Cでも良好な耐バースト性を示す高強 度で靱性に優れた鋼管が得られる。
[0054] 冷間加工は 2回以上に分けて行うことができる。その場合には、合計の減面率が 65 %以下になるようにすればよい。
冷間加工後、靱性を損なわずに冷間加工により導入された歪みを除去するため、 Ac変態点より低温での応力除去焼鈍を行うことが好ましい。冷間加工を 2回以上に
1
分けて行う場合には、各回の冷間加工の後にこのような応力除去焼鈍を行うことが好 ましレ、。この応力除去焼鈍は、 400〜650°Cの温度域に 10分間以上保持することに より行うことが好ましい。ただし、この範囲の低温度側では青熱脆性温度範囲に入る 恐れがあるため、例えば、 450°C以上、さらには 500°C以上といった、この範囲内で より高温度側での応力除去焼鈍が望ましい。一方、この応力除去焼鈍の条件によつ て鋼管の引張強度が変動し、温度が低い方が引張強度は高くなる。応力除去焼鈍 の条件を適切に選択することにより、青熱脆性を引き起こさずに lOOOMPa以上の高 強度の鋼管を得ることができる。
[0055] 力べして、本発明によれば、引張強度が 900MPa以上、好ましくは lOOOMPa以上 と高強度で、— 40°C以下、好ましくは— 60°C以下のシャルピー衝撃試験で 100%延 性破面を示し、— 40°C、好ましくは— 60°Cでの内圧バースト試験において亀裂進展 を示さない、高靱性を備えたエアバッグインフレータ用鋼管が実現可能となる。従つ て、本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、エアバッグインフレータの高圧化と薄 肉化に十分対応できる。
[0056] 以下の実施例により本発明を例証する。これらの実施例はレ、かなる意味でも、制限 ではなぐ例示であると考えるべきものである。実施例で使用した表 1に示す組成を有 する鋼 No.：!〜 21において、 Ac変態点は 700〜760°Cの範囲であり、 Ac変態点
1 3 は 820〜880°Cの範囲であった。
実施例 1 [0057] 表 1に示す鋼組成を有するビレットを用レ、、 1250°Cに加熱した後、通常のマンネス マンピアサーマンドレルミル方式による穿孔と圧延により、外径 42.7mm X肉厚 3.9 mmの公称寸法に熱間製管して、素管となる継目無鋼管を製造した。表 1に示す鋼 組成のうち、 No. l 7〜19 (Mn + 40 XTi)の値が本発明で規定する範囲力 外れた 例であり、 No.20, 21は Crの含有量が範囲外である例であって、これらはいずれも 比較鋼である。
[0058] 各素管を、表 2に示すように、通常のウォーキングビーム炉で 920°Cに 10分間加熱
(昇温速度は 0.3°CZ秒、雰囲気：大気）した後、水冷して水焼入れ (表 2には Qとして 加熱温度を表示）を行レ、、次いでウォーキングビーム炉 (雰囲気：大気）で Ac変態点
1 以下の温度で 30分間の焼戻し（温度は表 2に Tと表示）を施した。なお、水冷時の 85 0〜500°Cの温度域での冷却速度は 20°CZ秒以上であった。その後、素管に抽伸 による冷間加工を施した。本例では、表 2に示すように、冷間抽伸を 2回行い、それら の合計減面率は 63.2%であった。各冷間抽伸加工後に Ac変態点より低温で 20分
1
間の応力除去焼鈍（温度は表 2に SRと表示）を行い、最終的に外径 24.0mm、肉厚 2.60mmの鋼管を製造した。
実施例 2
[0059] 実施例 1と同様にして鋼管を製造したが、本例では、表 2に示すように、実施例 1で 実施した 2回の冷間抽伸のうち、 2回目の抽伸とその後の応力除去焼鈍を実施しなか つた。従って、冷間抽伸の減面率は 39.1%であり、鋼管の最終形状は外径が 32.0 mm、肉厚が 3.20mmであった。
[比較例 1]
実施例 1と同様にして鋼管を製造したが、素管の形状は外径 50.8mm、肉厚 4.8m mであった。この素管を実施例 1と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱処理した後、 表 2に示すように、 3回の冷間抽伸加工を施した。各抽伸加工の後は、実施例 1と同 様に応力除去焼鈍を行った。冷間抽伸の合計減面率は 74.8%であり、鋼管の最終 形状は外径が 24.0mm、肉厚が 2.60mmであった。なお、後述するように、本例で製 造された鋼管は、冷間加工の減面率が高すぎたために、 { 110}L/Tの値がすべて の鋼種において 50より大きくなつた。従って、本例の鋼管はすべて比較例である。 実施例 3
[0060] 実施例 1と同様にして鋼管を製造した力 素管の形状は外径 50.8mm、肉厚 4.0m mであった。この素管を実施例 1と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱処理した後、 表 2に示すように、減面率 40.7%の冷間抽伸加工を 1回施し、その後に実施例 1と同 様に応力除去焼鈍を行った。鋼管の最終形状は外径が 40.0mm、肉厚が 3.00mm であった。
実施例 4
[0061] 実施例 1と同様に鋼管を製造したが、素管の形状は実施例 3と同じぐ外径 50.8m m、肉厚 4.0mmであった。この素管を実施例 1と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱 処理した後、表 2に示すように、減面率 23.4%の冷間抽伸加工を 1回施し、その後に 実施例 1と同様に応力除去焼鈍を行った。鋼管の最終形状は外径が 45.0mm、肉 厚が 3.45mmであった。
[0062] [表 1]
Figure imgf000016_0001
/X3d I C0S9^0/900i OAV 工程 実施例 実施例 2 比較例 1 実施例 3 実施例 4
熱間製管 外径： 42. 7mm 外径： 42. 7mm 外径： 50. 8mm 外径： 50. 8mm 外径： 50. 8mm
(穿孔圧延) 肉厚： 3. 9nm 肉厚： 3. 9mm 肉厚： 4. 8mm 肉厚： 4. 0mm 肉厚： 4. 0mm
焼入れ温度 Q： 920°C Q： 920。C Q： 920。C Q： 920°C Q ： 920°C
焼决し/皿/ 以下の温度 T ： 以下の温度 ： AC以下の温度 AC,以下の温度 ： 以下の温度
外怪： 32. 0mm 外径： 32. 0mm 外径： 42. 7imi 外径： 40. 0mm 外径： 45. Οπτπ
1回目冷間抽伸 肉厚： 3. 20mm 肉厚： 3. 20nm 肉厚： 3. 9mm 肉厚： 3. 00mm 肉厚 3. 45mm
減面率： 39. 1 % 減面率： 39. 1 % 減面率： 31. 5% 減面率： 40. 7% 減面率： 23. 4%
1回目応力焼鈍 S R： 以下の温度 S R： AC,以下の温度 S R： AC,以下の温度 S R： AC,以下の温度 S ： AC,以下の温度
外径： 24. Onm 外径： 32. 0mm
肉厚： 2. 60mm 肉厚： 3. 20mm
2回目冷間抽伸
減面率： 39. 6% 減面率： 39. 1 %
(合計 63. 2%) (合計 58. 3%)
S R： AC,以下の温度
外径： 24. Onm
肉厚： 2. 60mm
減面率： 39. 6%
(合計 74. 8%)
3回目応力焼鈍 S R： AG,以下の温度
»00632 [0064] 以上の各実施例および比較例で製造された各鋼管について、 { 110}L/Tを求め るための { 110}面の X線積分強度比の測定、 T方向シャルピー試験および引張試験 、ならびにバースト試験を次のようにして実施した。
[0065] <X線積分強度比の測定 >
各鋼管から一定長さの部分を切出し、それを室温で管の軸方向に切断して展開し た。展開した鋼管から、軸方向 Lに垂直な断面（図 1の L面）が露出したサンプルと周 方向 Tに垂直な断面（図 1の T面）が露出したサンプルとを採取して、それぞれ L面お よび T面の測定用試験片を作製した。 L面および T面用の各断面試験片から得られ た、横軸が回折角 2 Θである X線回折図において、 { 110}面に帰属されるピークの面 積 (すなわち、 X線積分強度)を測定した。測定されたピーク面積を、結晶方位的に 無秩序な粉末サンプルから同様に測定された同じ面方位のピーク面積で除して、 L 面および T面のそれぞれの { 110}面の X線積分強度比を算出した。 L面の X線積分 強度比を T面の X線積分強度比で除して { 110}L/Tの値を算出した。
[0066] <T方向シャルピー試験および弓 [張試験 >
各鋼管から一定長さの部分を切出し、それを室温で管の軸方向（L方向）に切断し て展開した。展開した管からその周方向（Τ方向）に沿って (試験片の長辺が Τ方向 になるように) JISZ2002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 、室温より低温の各種温度でシャルピー衝撃試験に供して、破面の延性破面率を測 定した。試験結果は、延性破面率 100%を確保できる最低の温度（以下 vTrslOOと 表記する）により表示する。この温度が低いほど、靭性が高い。
[0067] 引張強度は、上記と同様に T方向に沿って採取し^ JISZ2201に規定の 11号試験 片を用いて JISZ2241に規定の金属材料引張試験方法に準じて行った。
<静圧バースト試験 >
各鋼管から 250mm長さの鋼管試験片を 3個ずつ切り出し、各鋼管について 3回ず つの静圧バースト試験を実施した。
[0068] バースト試験の温度は、 vTrsの値が— 60°C以下であった実施例 2および 4では— 60°Cとし、残りの実施例 1および 3ならびに比較例 1では _ 40°Cとした。
試験は、長さ 250mmの試験片の鋼管の両端を蓋板の溶接により閉鎖し、 _40°C または— 60°Cの液体により管の内部に加えた静圧を増大させて管をバースト (破裂) させた。耐バースト性は、バーストさせた管のバースト部 (破裂部）の周囲を目視で観 察し、バースト部の両側の亀裂の伝播状況により表 3に示すように評価した。
[¾3]
Figure imgf000019_0001
[0070] 以上の試験結果を表 4にまとめて示す。表 4において、バースト試験結果は、試験 した 3本の鋼管についての結果を、それぞれ表 3に示す評価記号で示す。その他の 試験結果は 3回の測定値の平均である。
[0071] [表 4-1]
/ 68 losooivufcld∞_ f 0S9/ Oさ 900ZAV■
X X X 9+ 0S6 2Z9 X X X οε- 3 6 8 3 X X X 01- 9Z6 \z
X X X 9+ 999 X X X 03- 8S6 ε X X X 01- LV6 02
X X X 0 8ί6 389 X se- 036 19Z X X X Sl- εΐθ 6Z 61
X X X 9+ 9Z6 199 X X X οε- 816 V9Z X X X 01- 2C6 QW 81
X X X 0 9L6 899 X X X 9ε- 9L6 8 X X X 91- ZIQ 9 LY
X X X 52- 696 699 o〇o 0L- 896 V Z OOO Sfr - 0L6 Z^ Ql
X X X 92- 896 89S oo〇 0L- fr96 9£Z OOO Sfr- 596 9. 91
X X X 0Z- 996 8½ OOO 99- ½6 6£Z OOO Ofr- 096 ε'^
X X X 02- 836 089 OOO 99- 0C6 9VZ OOO 0ト ει
X X X 03- 936 995 OOO 59- IZ6 ZVZ OOO Ofr- SZ6 z\
X X X 02- 836 6Z9 OOO S9- PZG Z9Z OOO Ofr - 626 LZV \\
X X X S2- 6 8'99 OOO 0 - 9fr6 91Z OOO Sfr - 9fr6 ε· 0L
X X X 02- 9C6 ε- OOO 59- 126 893 OOO Ofr- 286 8 6
X X X OZ - C26 9Z9 OOO 59- 9Z6 Z OOO Ofr- 9Z6 8
X X X 0Z- see に 8S OOO 0 - IS6 9 Z OOO Sfr- 8Z6 L
X X X 0Z- SG6 299 OOO 0 - 6C6 ZZZ OOO Sfr- 0E6 に 9
X X X Sl- IZQ 899 OOO 99- 816 LZZ OOO Ofr- U6 S'S S
X X X Sl- 16 6£9 OOO 99- 916 9 3 OOO Ofr- 516 6·
X X X Sl- 8Z6 VQ OOO 99- LZQ LIZ OOO Ofr- C26 9εΐ7 ε
X X X Sl- 026 2卞 S OOO 99- £26 8"93 OOO Ofr - 226 z
X X X 91- LIQ 989 OOO S9- 916 Z\rZ OOO Ofr - ZL6 y
(Oo0fr-) [0o] [BdW] (O。09-) [Oo] [BdlAI] (OoOfr-) [Oo] [Bdll]
00lSJlA SI 1/1(0 } 翁 ¥1 - 001SJ上 Λ Si 鹏 - 00lSJlA Si into } o鳴
2闘棄 ι mm .
[0072] [表 4- 2]
Figure imgf000021_0002
Figure imgf000021_0001
[0073] 表 4からわかるように、本発明に係る鋼組成を有し、かつ { 110}L/Tが 50以下であ る実施例 1〜4の鋼 No.：！〜 16の鋼管は、引張強度が 900MPa以上とうい高強度と 示すと同時に、 vTrslOOが _40°C以下という良好な靱性と、 _40°C以下のバースト 試験にぉレ、て亀裂が全く進展しないとレ、う、良好な耐バースト性とを併せて示した。
[0074] 特に、冷間加工における減面率が 40。/。以下で、 { 110}L/Tがそれぞれ 30以下 および 20以下となった実施例 2および 4では、 vTrslOOの値が— 60°C以下と靱性が さらに向上し、バースト試験温度を— 60°Cに低下させても、亀裂が全く進展しない優 れた耐バースト性を示した。
[0075] 一方、比較例 1では、鋼組成は同じであるにもかかわらず、冷間加工における減面 率が 65%を超えたため、 { 110}L/Tが 50より大と、鋼管の異方性が大きくなりすぎ た。そのため、 vTrslOOが一15〜一 25°Cの範囲となり、 目的とする靱性が得られな かった。また、 _40°Cでのバースト試験では、全ての鋼組成において、試験した 3本 の各鋼管において、管端に達する亀裂の進展が見られ、耐バースト性も不芳であつ た。
[0076] 全ての実施例および比較例について vTrslOOの値とバースト試験の結果（耐バー スト性）に相関性が見られ、 vTrslOOがバースト試験の実施温度以下であれば、耐バ 一スト性が良好になることがわかる。従って、面倒なバースト試験を実施しなくても、 V TrslOOの値だけで耐バースト性を予測することができることも、表 4からわかる。
[0077] 鋼管の引張強度は、実施例 1、 2では 900MPa台であった力 同じ鋼組成で冷間 加工の条件を変えることにより、実施例 3、 4では引張強度が lOOOMPa台と高くなつ た。このように、本発明によれば、エアバッグインフレータ用鋼管の引張強度を、エア バッグの仕様に応じて必要なレベルになるように調整できる。
[0078] { 110}L/Tが本発明で規定する 50以下という要件を満たしても、鋼組成、特に前 記（2)式で規定する [Mn + 40 X Ti]の値または Cr含有量が本発明で規定する範囲 を外れると、引張強度は同レベルにとどまるものの、 vTrslOOの値は 40°C以下と レ、う目標値を達成することができず、各実施例または比較例においていずれも大幅 に高くなつた。特に実施例 4では、 vTrslOOの値力 本発明例の鋼 No.：! 16では - 60 70°Cであるのに対し、比較鋼の鋼 No.17 21では 15 25°Cであり 、その差は約 45°C前後と非常に大きくなつた。他の実施例でも、この差はいずれも約 30°C前後あり、シャルピー衝撃試験結果において、本発明例の鋼と比較鋼との間に 顕著な差が現れた。その結果、これら比較鋼の鋼管では、いずれもバースト試験に おいて試験した 3本の鋼管に管端に達する亀裂進展が発生し、耐バースト性が不芳 となった。

Claims

請求の範囲
質量％で、
C:0.05〜0.20%、 Si:0.1〜： 1.0%、 P:0.025%以下、
S:0.010%以下、 Cr:0.05〜： 1.45%、 Al:0.10%以下、
下記式（1)および（2)を満たす量の Tiと Mnの一方または両方：
Ti≤0.02% (1)
0.4%≤ Mn + 40 X Ti≤ 1.2% (2)
Mo :0〜： 1.0%、 Ni:0〜1.5%、V:0〜0.2%、 B:0〜0.005%、 Cu:0〜0.5%、 N b:0〜0.1%、 Ca:0〜0.01%、 Mg:0〜0.01%、 REM:0〜0.01%、
を含有し、残部が Feおよび不純物からなる鋼組成を有し、鋼管の軸方向 Lに垂直な 断面で測定した {110}面の X線積分強度比の、鋼管の周方向 Tに垂直な断面で測 定した {110}面の X線積分強度比に対する比（以下 { 110 } L/Tと記す）が 50以下 であり、 900MPa以上の引張強度を有するエアバッグインフレータ用鋼管。
前記鋼組成が下記（I), (II)および (III)の 1以上の群から選んだ 1種または 2種以 上の元素をさらに含有する請求項 1に記載の鋼管：
(Ι)Μο:0·05〜： 1.0%、 Ni:0.05〜： 1.5%、 V:0.01〜0.2%
および B： 0.0003〜0.005%の1種または2種以上、
(II)〇11:0.05〜0.5%ぉょび1^):0.003〜0.1%の1種または2種、
(III) Ca: 0.0003〜0.01%、 Mg： 0.0003〜0.01%および REM: 0.0003〜0.01 %の 1種または 2種以上。
前記鋼組成が、 Mnを 0.2質量％以上含有する請求項 1または 2記載の鋼管。 {110}L/Tが 30以下である、請求項 1〜3のいずれかに記載の鋼管。
lOOOMPa以上の引張強度を有し、 {110}L/Tが 20以下である、請求項 4に記載 の鋼管。
冷間加工後に鋼の Ac変態点以上の温度での熱処理を受けていない請求項 1〜5
1
のいずれかに記載の鋼管。
所定の鋼組成を有する鋼から素管を製造し、その素管を鋼の Ac変態点以上の温
1
度に加熱を行ってから急冷し、次いで急冷した素管を Ac変態点より低温で焼戻し、 その後に冷間加工を行うことを含む、請求項 1〜6のいずれかに記載のエアバッグィ ンフレータ用鋼管の製造方法。
冷間加工後に Ac変態点より低温で応力除去焼鈍を行う請求項 7に記載の方法。
1
急冷前の加熱温度が Ac変態点以上の温度である請求項 7または 8に記載の方法
3 前記加熱温度が 900〜： 1000°Cの範囲である請求項 9に記載の方法。
前記加熱温度への加熱を昇温速度 10°CZ秒以上で行う請求項 9または 10に記載 の方法。
前記加熱を高周波誘導加熱により行う請求項 11に記載の方法。
急冷を少なくとも 850〜500°Cの温度域が 20°CZ秒以上の冷却速度となるように 行う請求項 7〜： 12のいずれかに記載の方法。
減面率が 65%以下になるように前記冷間加工を行う請求項 7〜： 13のいずれかに 記載の方法。
前記減面率が 40%以下である請求 14に記載の方法。
請求項 1〜6のいずれかに記載の鋼管を含むエアバッグインフレータ。
請求項 1〜6のいずれかに記載の鋼管のエアバッグインフレータへの使用。
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