WO2011151908A1 - エアバッグ用鋼管とその製造方法 - Google Patents

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勇次 荒井
高野　孝司
卓磨 川本
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住友金属工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for an airbag having a high strength of a tensile strength of 1000 MPa or more and a high toughness of vTrs100 of ⁇ 80 ° C. or less, and a method for producing the same. More specifically, the present invention can be manufactured by a relatively inexpensive and simple manufacturing process, and can be applied with a short-time quenching heat treatment using rapid heating means such as high-frequency induction heating. It is related with a steel pipe and its manufacturing method.
  • an airbag system has been developed and mounted. This is a system that reduces the injury by absorbing the kinetic energy of the occupant by deploying an air bag with gas or the like between the occupant and the occupant before the occupant collides with the steering wheel or the instrument panel in the event of a vehicle collision. It is. Conventionally, a system using explosive chemicals has been adopted as an air bag system. However, in recent years, a system using a high-pressure filling gas has been developed and its application is spreading.
  • the above-mentioned system using high-pressure filling gas is to keep the gas etc. constantly at a high pressure and to inject the high-pressure gas into the air bag at the time of collision. Therefore, the steel pipe used for the accumulator of high-pressure gas is extremely Stress is applied at a large strain rate in a short time. For this reason, the steel pipe is required to have high dimensional accuracy, workability and weldability, unlike a simple structure such as a conventional pressure cylinder or line pipe, and also requires high strength and excellent burst resistance. Is done.
  • an ultra-high-strength seamless steel pipe having a tensile strength exceeding 1000 MPa has been used as an accumulator in an airbag system.
  • the burst pressure is about 100 MPa at a TS of 800 MPa, whereas the burst pressure increases to 130 MPa when the TS is 1000 MPa.
  • the thickness can be reduced by about 20%.
  • the accumulator needs to have excellent low temperature toughness so that the accumulator is not brittlely broken and causes a secondary disaster at the time of collision.
  • a seamless steel pipe for an accumulator has been given high strength and high toughness by quenching and tempering.
  • the accumulator is required to have sufficient low temperature toughness even in a temperature range of ⁇ 60 ° C. or lower in a state after undergoing diameter reduction processing as described later.
  • an accumulator for an air bag is cut into a predetermined length by cutting a seamless steel pipe, which is a raw pipe, into a short pipe, and at least one end thereof is reduced in diameter by pressing or spatula drawing (this) Is called bottle processing), and finally processed into a shape necessary for mounting an initiator or the like. Therefore, in order to guarantee the operation as an accumulator for an air bag, there are cases in which only the toughness of the seamless steel pipe as a material is incomplete. This is because the toughness of the bottle portion is reduced by the diameter reduction processing, which is the final processing, and cracks may occur during high-pressure loading. Therefore, in consideration of such a decrease in toughness, the seamless steel pipe used for the airbag accumulator needs to have toughness lower than the operating environment temperature of the accumulator.
  • the jointed steel pipe constituting the accumulator has an elongation of 10% or more, a tensile strength of 1000 MPa or more, and has a ductile fracture surface in a Charpy impact test at ⁇ 80 ° C., preferably ⁇ 100 ° C.
  • Low temperature toughness that is, low temperature toughness where vTrs100 is ⁇ 80 ° C. or lower, preferably ⁇ 100 ° C. or lower) is required.
  • Patent Document 1 discloses a conventional technique related to a seamless steel pipe for an airbag system having a high strength and high toughness with a tensile strength of 1000 MPa or more.
  • Patent Document 1 after making a seamless steel pipe by using a steel material having a chemical composition in a predetermined range, the seamless steel pipe is subjected to cold drawing to obtain a steel pipe having a predetermined dimension, and the Ac3 transformation point.
  • a method for producing a seamless steel pipe for an air bag is proposed in which the steel is heated to a temperature in the range of 1050 ° C. or less, then quenched, and then tempered at a temperature in the range of 450 ° C. or more and the Ac1 transformation point or less. .
  • this method it is excellent in workability and weldability at the time of manufacturing an inflator for an airbag. Further, as an inflator, it has a tensile strength of 900 MPa or more and a high ductility in a drop test at ⁇ 60 ° C. against a halved steel pipe. It is said that a seamless steel pipe having toughness can be obtained. However, this method is expensive because it needs to contain a large amount of Cr as a steel composition in order to obtain strength and toughness.
  • Patent Document 2 shows that when high-frequency heating and quenching is employed, a high-strength and high-toughness seamless steel pipe for an airbag system having a tensile strength exceeding 1000 MPa can be produced by fine graining by rapid heating.
  • a steel material having a chemical composition in a predetermined range is formed into a seamless steel pipe, and then the seamless steel pipe is subjected to a cold drawing process to obtain a steel pipe having a predetermined size, and 10 ° C./second.
  • a cold drawing process After heating to 900 to 1000 ° C. at the above heating rate, quenching is performed, and then tempering is performed at a temperature not higher than the Ac1 transformation point. It is intended to obtain a high toughness that exhibits ductility even in a burst test at ⁇ 80 ° C. or lower.
  • Patent Document 2 a specific example in which heating for quenching is performed at 20 ° C./second is shown.
  • Patent Document 3 also shows an example of using induction heating and quenching, but as shown in Table 3 of Examples of the same document, only short-time heating in the range of 900 to 1000 ° C. is assumed. There are similar problems.
  • Patent Document 4 induction heating and quenching is used, but as shown in the examples, this is a result of heating in the range of 920 to 940 ° C. and has the same problem as Patent Document 2.
  • this burst resistance performance has a 100% ductile fracture lower limit temperature (vTrs100) in a Charpy impact test of ⁇ 80 ° C. or lower, preferably ⁇ 100 ° C. or lower.
  • Patent Document 1 since a large amount of Cr is contained, cold drawing workability is not sufficient, and a large degree of workability is ensured at the cold drawing stage. For this purpose, there are problems that intermediate softening annealing is required in the middle and the manufacturing cost increases. In addition, exhibiting ductility in a drop weight test at ⁇ 60 ° C. does not necessarily mean exhibiting ductility in a burst test at ⁇ 60 ° C.
  • the manufacturing process is simple.
  • most steel compositions have a sum of Cr and Mo contents in the range of more than 0.6%.
  • the strength of the seamless steel pipe is increased after hot pipe forming, and the cold drawing process becomes difficult due to the increased strength.
  • Softening annealing is required before processing, which complicates the process and increases costs.
  • the present invention is suitable for quenching by low-frequency mass-production high-frequency induction heating, which has the performance required today as an accumulator for airbags, that is, sufficient performance for increasing accumulator pressure and thinning of steel pipes.
  • An object of the present invention is to provide a high steel pipe for an air bag and a method for manufacturing the same.
  • the final product has a tensile strength of 1000 MPa or more, preferably 1050 MPa or more, and is excellent in low-temperature toughness that exhibits ductile fracture even in a burst test at ⁇ 60 ° C., particularly 100% ductile fracture lower limit temperature
  • the steel pipe described in the above (I) is designed to be an alloy that can be manufactured in a state where stable characteristics can be obtained even by quenching heat treatment by mass-production high-frequency heating, and more specifically Specifically, there is a need for a method of manufacturing a steel pipe for an air bag that can be provided as a tough product having a certain level or higher even when the heating temperature for heating and quenching exceeds 1000 ° C. (eg, 1020 to 1040 ° C.). It is called Technical Issue (IV).
  • the present inventors investigated the relationship among alloy elements, strength and low temperature toughness in a seamless steel pipe for an airbag system that is quenched and tempered after cold working.
  • the outstanding balance of strength and toughness required today includes Mn at a low level, even if Mo is not contained, and has been added in large quantities so far. It was found that the steel was obtained by adding a small amount of Cr, which had been used, and steel containing appropriate amounts of Cu, Ni, Ti, and B.
  • the present inventors examined the influence of alloying elements on the strength and toughness of a seamless steel pipe for an airbag system manufactured by quenching and tempering after cold working and having a TS exceeding 1000 MPa. As a result, the following knowledge was obtained and the present invention was completed.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0.025% or less, S: 0.005%
  • the steel pipe for an air bag according to (1) characterized in that the Ti content is in mass% and has a steel composition of more than 0.020% and not more than 0.050%.
  • Mo represents (Cr + Mo), and the element symbol means a numerical value when the content of these elements is expressed in mass%. When the Mo content is 0, 0 (zero) is substituted for Mo in the formula (1).
  • the seamless steel pipe for an airbag system according to any one of (1) to (3), further having a steel composition containing V: 0.02 to 0.20% (5)
  • a seamless steel pipe made by hot pipe making using a billet having the steel composition described in any one of 1) to (4) is cooled to a cold working degree of 40% or more.
  • a steel pipe of a predetermined size is formed by performing inter-working, and after correction, if necessary, quenching is performed by heating to a temperature not lower than the Ac3 transformation point by high-frequency heating and quenching, and then heating to a temperature not higher than the Ac1 transformation point.
  • a method for producing a seamless steel pipe for an air bag characterized by performing tempering.
  • a seamless steel pipe having extremely high strength and excellent low-temperature burst performance can be provided, and the pressure of an air bag accumulator whose diameter is reduced at the end (pressure of 145 MPa or more) / thin wall weight reduction ( (Example: Seamless steel pipe having a wall thickness of 3.6 mm to 1.7 mm and a diameter of 60.3 mm to 25.0 mm).
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between Cr + Mo and Cu + Ni in a preferred embodiment of the present invention. It is explanatory drawing of the test piece used for the characteristic evaluation in the Example of this invention.
  • C 0.05-0.20% C is an element effective for increasing the strength of steel at low cost, but if its content is less than 0.05%, it is difficult to obtain a desired tensile strength of 1000 MPa or more, and if it exceeds 0.20%, it is processed. And weldability are reduced. Therefore, the C content is set to 0.05 to 0.20%. A preferred range for the C content is 0.07 to 0.17%.
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Si is an element that improves the hardenability of the steel and improves the strength, and a content of 0.10% or more is necessary.
  • the Si content is set to 0.10 to 0.50%.
  • a preferable range of the Si content is 0.20 to 0.50%.
  • Mn 0.10 to 1.00%
  • Mn has a deoxidizing action and is an effective element for improving the hardenability of steel and improving the strength and toughness. However, if its content is less than 0.10%, sufficient strength and toughness cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.00%, MnS coarsens, which is stretched during hot rolling, and toughness. Decreases. In the present invention, even if Mn is suppressed to 1.00% or less, it is necessary to ensure the intended tensile strength of 1000 MPa or more and excellent low-temperature burst performance. In order to improve the hardenability. Therefore, the Mn content is set to 0.10 to 1.00%. The Mn content is preferably 0.40 to 0.90% from the viewpoint of balance between strength and toughness.
  • P 0.025% or less P causes a decrease in toughness due to grain boundary segregation. In particular, when the content exceeds 0.025%, the decrease in toughness becomes significant. Therefore, the content of P is set to 0.025% or less.
  • the P content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • S decreases the toughness particularly in the steel pipe T direction, that is, in the direction orthogonal to the rolling direction (longitudinal direction) of the steel pipe.
  • the content of S is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less.
  • Al 0.005% or more and 0.10% or less
  • Al is an element having a deoxidizing action and effective in improving toughness and workability. However, if the content exceeds 0.10%, the generation of ground becomes remarkable. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. In addition, in order to acquire such an effect of Al, it is necessary to make it contain 0.005% or more.
  • the Al content in the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called “sol.Al”).
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca has an effect of fixing S present as an inevitable impurity in the steel as a sulfide, improving anisotropy of toughness, and increasing the T-direction toughness of the steel pipe, thereby increasing the burst resistance. This effect is manifested at a content of 0.0003% or more, particularly 0.0005% or more. However, if the content exceeds 0.0050%, inclusions increase and the toughness decreases. Therefore, the Ca content is set to 0.0005 to 0.0050%.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is finely dispersed as carbide in the steel and has an effect of strongly pinning the crystal grain boundary. Thereby, it has the effect of making the crystal grains finer and improving the toughness of the steel. In order to acquire the effect, it contains 0.005% or more, but if it contains more than 0.050%, the carbide is coarsened and the toughness is lowered. Therefore, the Nb content is set to 0.005 to 0.050%.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti has the effect of fixing N in steel and improving toughness.
  • the finely dispersed Ti nitride has the effect of strongly pinning the crystal grain boundaries, making the crystal grains finer, and improving the toughness of the steel.
  • fixing N in steel is also important for bringing out the effect of B described later. Therefore, in order to obtain these effects, 0.005% or more is contained, but if it exceeds 0.050%, the nitride is coarsened and the toughness is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.050%.
  • the preferable content is more than 0.020% to 0.035%.
  • B 0.0005 to 0.0050% B segregates at the grain boundaries in the steel, remarkably improves the hardenability of the steel, and contributes to improved toughness.
  • the effect is expressed by containing 0.0005% or more.
  • the B content is set to 0.0005 to 0.0050%. Preferably, it is 0.0030% or less.
  • blending B improves strength by improving hardenability. If B is not in a solid solution state, it does not segregate at the grain boundaries. Therefore, it is preferable that N which can easily form a compound with B is fixed by Ti, and B is preferably contained in an amount more than the amount fixed by N. In that sense, the B content preferably satisfies the relationship of the following formula (2) or (3) from the stoichiometric ratio of B, Ti, and N.
  • N-Ti / 3.4 ⁇ 0 B ⁇ 0.0005 When N-Ti / 3.4> 0, B- (N-Ti / 3.4) ⁇ (10.8 / 14) ⁇ 0.0005 (3)
  • B, N, and Ti in the formula (2) are numerical values when the content of each element is expressed in mass%.
  • the upper limit of the N content is set to 0.010% or less.
  • a preferable range of the N content is 0.002 to 0.008%.
  • Cu 0.01 to 0.50% Cu has the effect of increasing the hardenability of the steel and improving the strength and toughness. The effect is manifested when the content is 0.01% or more, preferably 0.03% or more. However, the content exceeding 0.50% causes a significant increase in alloy cost. Therefore, the Cu content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the preferable content is 0.03% or more, particularly 0.05% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • Ni 0.01 to 0.50% Ni has the effect of increasing the hardenability of steel and thus improving strength and toughness. The effect is manifested when the content is 0.01% or more, preferably 0.03% or more. However, if the content exceeds 0.50%, the alloy cost will be exceeded. Therefore, the Ni content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the preferable content is 0.03% or more, particularly 0.05% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • Cr 0.01 to 0.50% Cr has the effect of increasing the hardenability of steel and increasing the resistance to temper softening and improving the strength and toughness. The effect is manifested if each element contains 0.01% or more. However, the content exceeding 0.50% is unsuitable because it causes excessive strength during cold drawing and deteriorates workability. Therefore, the Cr content is set to 0.01 to 0.50%. Preferably, the content is 0.18 to 0.40%.
  • the containing balance is limited as follows. Limited by the formula of Cu, Ni, Cr, Mo content: When Mo is added in the present invention, it is preferable to satisfy the following relationship among the contents of Cu, Ni, Cr, and Mo.
  • Cr and Mo prevent spheroidization of cementite that precipitates during tempering, and in steels containing B as in the present invention, it is easy to form a compound of B (boride) at grain boundaries, High strength materials tend to reduce toughness. Therefore, higher strength by inclusion of Cu and Ni is more targeted by the present invention than higher strength by Cr content (even when Mo is added, limiting Mo to a very small amount). And it is suitable as a high toughness airbag steel pipe. Specifically, it is important to satisfy the following formula (1) for the balance of Cr, Mo, Cu, and Ni.
  • M in the formula (1) represents “Cr + Mo”, and the element symbol is a numerical value when the content of each element is expressed in mass%. When Mo is not contained, 0 is substituted for Mo of “Cr + Mo”.
  • Mo Less than 0.10%
  • Mo is not contained in principle, but a very small amount may be contained if desired.
  • Mo has the effect of improving the hardenability of steel and increasing the resistance to temper softening and improving the strength and toughness. The effect can be observed even in a trace amount, but in order to obtain a certain effect, it is preferable to contain 0.01% or more. However, if 0.10% or more is contained, the alloy cost is exceeded.
  • Mo content is high, the strength tends to be high even in the air cooling after the hot pipe making of the seamless steel pipe, and a softening heat treatment is required before the cold drawing process, resulting in an increase in manufacturing cost. Therefore, even when Mo is added, the Mo content is less than 0.10%.
  • V 0.02 to 0.20%
  • V has an effect of increasing strength by precipitation strengthening.
  • the content of V is 0.02% or more, the effect is exhibited, but when it exceeds 0.20%, the toughness is lowered. Therefore, when V is added, the content of V is preferably 0.02 to 0.20%.
  • a preferable range of the V content is 0.03 to 0.10%.
  • a cast piece cast by a continuous casting machine having a cylindrical mold may be used, or a cast piece cast into a rectangular mold and then formed into a cylindrical shape by hot forging.
  • the steel according to the present invention suppresses the addition of ferrite stabilizing elements such as Cr (when adding Mo, Cr and Mo) and adds austenite stabilizing elements such as Cu and Ni. Even when continuous casting is performed in a round shape, the effect of preventing center cracking is great, and it can be used as a round CC billet.
  • the steel composition of the present invention is suitable for a seamless steel pipe for an airbag accumulator.
  • a steel pipe may be manufactured using the slab described in (B) whose chemical composition is adjusted as described above as a raw material, and the pipe making method of the steel pipe is particularly limited. is not. For example, the Mannesmann-Mandrel method is adopted.
  • the steel pipe produced as a seamless steel pipe as described above is cold worked under conditions that provide predetermined dimensional accuracy and surface properties.
  • the cold working only needs to obtain predetermined dimensional accuracy and surface properties.
  • the cold working is not particularly limited to specific methods such as cold drawing and cold rolling.
  • the degree of processing is preferably 3% or more in terms of area reduction (section reduction rate).
  • it exceeds 50% the development of wrinkles on the inner surface is generally remarkable, so it should be less than 50%. preferable.
  • cold working is performed multiple times to obtain the final product dimensions.
  • the thickness that is, as the degree of work increases, the strength of the steel pipe increases due to work hardening.
  • the steel according to the present invention can achieve a degree of work reduction of 40% or more, preferably over 40%, without performing preheating softening treatment or intermediate softening annealing even during cold working.
  • the area reduction rate is synonymous with the cross-section reduction rate and is defined by the following equation.
  • Area reduction ratio (%) (S 0 ⁇ S f ) ⁇ 100 / S 0
  • S 0 Cross-sectional area of the steel pipe before cold working
  • S f Cross-sectional area of the steel pipe after completion of cold working
  • the total area reduction rate is also treated as the above area reduction rate.
  • the present invention does not exclude cold working in which soft annealing is performed in the middle.
  • cold processing eg, cold drawing
  • This straightening process is not particularly limited, but, for example, two roll-type rolling mills are provided in about four rows, the center positions of the roll gaps in each row are staggered (that is, offset), and the roll gap is further increased.
  • a method of adjusting and bending and unbending by passing a steel pipe between them is preferable.
  • the offset amount is 1% or more of the outer diameter of the steel pipe and the roll gap amount is 1% or less of the outer diameter of the steel pipe.
  • the offset amount is 50% or less of the outer diameter of the steel pipe and the roll gap amount is 5% or more of the outer diameter of the steel pipe, there is no problem such as generation of wrinkles on the inner surface of the steel pipe.
  • the heating rate at this time can be adjusted with the feed rate of the steel pipe which passes along a high frequency coil etc., it is preferable to set it as about 25 degreeC / second or more. More preferably, it is 50 degreeC / second or more, More preferably, it is 100 degreeC / second or more.
  • the cooling after heating to a temperature of at least the Ac3 transformation point is rapid cooling in order to obtain a desired tensile strength of 1000 MPa or more stably and reliably, but it is preferable to perform a rapid cooling treatment such as water quenching.
  • a rapid cooling treatment such as water quenching.
  • the cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. during the rapid cooling treatment is preferably 50 ° C./second or more. More preferably, it is 125 ° C./second or more.
  • the steel pipe that has been quenched and cooled to near normal temperature is tempered at a temperature not higher than the Ac1 transformation point in order to impart desired tensile strength of 1000 MPa or more and burst resistance.
  • the bending may be corrected with a straightener or the like as appropriate by the method described in (E). Even if the steel pipe having the steel composition described in (A) is used, the strength and toughness intended by the present invention cannot be stably secured if the heating rate in the quenching stage or the cooling rate is insufficient. There is a case.
  • the seamless steel pipe tempered in this way is cut into a predetermined length by cutting it into a predetermined length, and at least one end thereof is reduced in diameter by press working or spatula drawing, etc. It is finally processed into a shape necessary for mounting, and used as an airbag accumulator.
  • Example 1 This example was conducted in order to investigate the relationship between the steel composition and the low temperature toughness of a material manufactured by simulating the manufacturing conditions of a seamless steel pipe.
  • Steels having the chemical compositions of the six steel types shown in Table 1 were melted by vacuum melting and cold-rolled after hot rolling to obtain 5 mm-thick plate (working degree: 40%). Then, it heated to 920 degreeC with the average temperature increase rate of 300 degrees C / sec by high frequency heating, and after holding
  • Table 2 shows the tensile strength (TS) of each steel obtained by the tensile test and the 100% ductile fracture surface lower limit temperature (vTrs100) obtained by the Charpy impact test.
  • TS tensile strength
  • vTrs100 100% ductile fracture surface lower limit temperature
  • FIG. 1 the total Cr and Mo contents and the total Cu and Ni contents of each steel of this example are plotted, and vTrs100 is ⁇ 80 ° C. or higher, ⁇ , and ⁇ 100 ° C. or higher. Is indicated by a circle. From FIG. 1, it is understood that excellent low temperature toughness can be ensured by satisfying the relationship of the formula (1) with respect to the total content of Cr and Mo with respect to the total content of Cu and Ni.
  • Example 2 Steel having the chemical composition shown in Table 3 was melted in a converter, and a cylindrical billet having an outer diameter of 191 mm was manufactured by continuous casting.
  • the round CC billet was cut to a desired length, heated to 1250 ° C., and finished to a diameter of 70 mm and a wall thickness of 4.0 mm by piercing and rolling by a normal Mannesmann-mandrel mill method.
  • the obtained seamless steel pipe was subjected to cold drawing (cold drawing) by an ordinary method as a raw pipe to finish the outer diameter to 60.3 mm and the wall thickness to 3.6 mm. This is steel pipe size 1. After correcting these cold drawn steel pipes with a straightener, they were heated to 920 ° C.
  • the straightening by this steel pipe size 1 straightener is provided with 3 rows of 2 roll type rolling mills, and the center position of the roll gap of the 2nd row is shifted 20 mm above the center position of the 1st row, Further, the center position of the roll gap in the third row is shifted 3 mm above the center position in the first row, and the roll gaps in the second row and the third row are each 58.8 mm (outer diameter -1.5 mm). ) And 57.3 mm (outer diameter -3.0 mm), and bending and unbending were performed by passing a steel pipe between them.
  • a seamless steel pipe having an outer diameter of 51.0 mm and a wall thickness of 3.0 mm finished by drilling and rolling is cold-drawn (cold drawing) by an ordinary method, and the outer diameter is 40.degree.
  • the thickness was 0 mm and the wall thickness was 2.6 mm.
  • This is steel pipe size 2.
  • the straightening with the steel pipe size 2 straightener is performed in the same manner as in the steel pipe size 1, and the center position of the roll gap in the second row is shifted 10 mm above the center position in the first row, and three rows.
  • the center position of the eye roll gap is shifted 3 mm above the center position of the first row, and the roll gaps of the second and third rows are 39.5 mm (outer diameter -0.5 mm) and 39, respectively.
  • the thickness was adjusted to .2 mm (outer diameter -0.8 mm), and bending and unbending were performed by passing a steel pipe between them.
  • a tensile test having the shape shown in FIG. 2 was taken and the strength characteristics were investigated.
  • the numbers in the figure indicate dimensions (unit: mm).
  • six steel pipes subjected to induction hardening and tempering were each cut into 300 mm lengths, and both pipe ends were subjected to press working so that the ratio of the diameter of the reduced diameter portion / the diameter of the unreduced diameter portion was 0.6.
  • a reduced diameter portion having a length of 25 mm was provided to form an accumulator bottle portion. Thereafter, one end was welded and sealed, and the other end was welded with a closing member penetrating the high-pressure hose.
  • This test specimen was immersed in ethanol in a chamber cooled to ⁇ 60 ° C., ethanol was injected into the pipe from a high-pressure hose to increase the internal pressure, and the pipe was ruptured.
  • all six of the steel pipe size 1 and 2 specimens using steel A to steel B have a brittle fracture surface area ratio of less than 5% in the opening and satisfy sufficient burst performance.
  • 3 of each of 6 steel pipe size 1 and 2 specimens using steel C were prematurely broken from the reduced diameter portion, and the burst pressure was significantly reduced.
  • all the six test bodies using the steel D and the steel E had the brittle fracture surface area ratio of the opening part of 5% or more, and did not satisfy performance.
  • Steels A to B in Table 4 are steels whose components satisfy the conditions specified in the present invention.
  • Steels C to E are steels that do not satisfy the relational expression (1) of Cu, Ni, Cr, and Mo contents that are satisfactory in the present invention, or steels that do not satisfy the range of other components.
  • Example 3 Steel having the chemical composition shown in Table 5 was melted in a converter, and a cylindrical billet having an outer diameter of 191 mm was manufactured by continuous casting. This round CC billet was cut to a desired length, heated to 1250 ° C., and then subjected to piercing and rolling by a normal Mannesmann-Mandrel mill method to produce a seamless steel pipe. Thereafter, cold drawing (cold drawing) was performed by a normal method to finish various product steel pipe sizes. Table 6 shows the steel pipe size at the time of hot pipe making and the steel pipe size after the subsequent cold drawing.
  • These cold drawn steel pipes were straightened with a straightener and then heated using a high-frequency induction heating device at an average temperature increase rate of 300 ° C./second under the conditions shown in Table 6, followed by water quenching. .
  • This water quenching was performed by spraying water in a spray form from a nozzle arranged in a ring shape, passing the steel pipe through the ring, and cooling the outer surface of the steel pipe.
  • the high-frequency induction heating apparatus and the water quenching equipment described above are connected, and the cooling speed was changed by changing the passing speed of the steel pipe.
  • a soaking treatment for 30 minutes for tempering was performed in a normal walking beam furnace, and the tensile strength was adjusted to 1000 MPa or more.
  • a fixed length was cut out from each steel pipe subjected to quenching and tempering in this way, and a tensile test was performed in accordance with the metal material tensile test method specified in JISZ 2241 using the collected No. 11 test piece in JISZ 2201. .
  • fixed length was cut out from each steel pipe, it was cut
  • a Charpy impact test was carried out using a test piece in which a 2 mm V notch was introduced into a rectangular material having a length of 55 mm, a height of 10 mm, and a width of the original thickness of the steel pipe taken from the expanded direction from the developed pipe.
  • Table 6 shows the relationship between the lower limit temperature (denoted by vTrs100 in Table 6) at which the ductile fracture surface ratio 100% obtained at this time can be secured and the tensile test results.
  • each of the steel pipes subjected to induction hardening and tempering was cut into 300 mm lengths, and both pipe ends were subjected to press working so that the ratio of the diameter of the reduced diameter portion / the diameter of the unreduced diameter portion was 0.6
  • a reduced diameter portion having a length of 25 mm was provided to obtain the shape of the bottle portion of the accumulator. Thereafter, one end was welded and sealed, and the other end was welded with a closing member penetrating the high-pressure hose.
  • This test specimen was immersed in ethanol in a chamber cooled to ⁇ 60 ° C., ethanol was injected into the pipe from a high-pressure hose to increase the internal pressure, and the pipe was ruptured. If the brittle fracture surface area ratio of the opening is less than 5%, it is listed in Table 6 as acceptable (indicated by ⁇ in Table 6) and rejected if not less than 5% (indicated by x in Table 6). .
  • test no. No. 22 was subjected to softening heat treatment soaking at 620 ° C. for 20 minutes before cold drawing.
  • Test No. 21 no. Except for No. 22, the cold drawing process could be finished in one time even without softening heat treatment after hot pipe making.
  • a high strength seamless steel pipe for an airbag system having excellent low temperature burst performance as an airbag accumulator component including a reduced diameter portion by performing induction quenching and tempering using steel of chemical composition according to the present invention. It is clear that can be manufactured inexpensively and with high efficiency.

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Abstract

　低合金コスト、かつ１０００ＭＰａ以上、ｖＴｒｓ１００）が－８０℃以下であるエアバッグ用鋼管と、冷間引抜工程における軟化焼鈍処理の回数を可能な限り少なくすることができるその製造方法を提供する。量産規模の高周波加熱による焼入熱処理によっても安定した特性が得られる。　質量％で、 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％、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼組成とする。

Description

エアバッグ用鋼管とその製造方法
　本発明は、引張強度１０００ＭＰａ以上の高強度とvＴrs１００が－８０℃以下の高靭性とを有するエアバッグ用鋼管とその製造方法に関する。
より具体的には、本発明は、比較的安価かつ簡素な製造工程で製造可能であり、かつ高周波誘導加熱等の急速加熱手段を利用する短時間の焼入熱処理が適用可能な、エアバッグ用鋼管とその製造方法に関する。
　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。そのような装置の一つとして、例えば、エアバッグシステムが開発搭載されるに到っている。これは、車両の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システムである。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、近年、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。
　高圧充填ガスを使用する上記システムは、ガス等を常時高圧に保ったうえで、衝突時にはエアバッグ内に一気にその高圧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。
　最近では、薄肉化され軽量化された場合でも、高いバースト圧を確保するため、引張強度が１０００ＭＰａを越えた超高強度の継目無鋼管が、アキュムレータとしてエアバッグシステムに用いられるようになってきた。例えば，外径６０ｍｍで肉厚３．５５ｍｍの継目無鋼管からなるアキュムレータの場合，ＴＳが８００ＭＰａではバースト圧は高々１００ＭＰａ程度であるのに対し，ＴＳが１０００ＭＰａになると，バースト圧は１３０ＭＰａまで向上する。また，エアバッグのアキュムレ－タ鋼管外径と要求バースト圧が一定の場合，２０％程度の薄肉化が可能である。
　さらに、例えば寒冷地においても、衝突時にアキュムレータが脆性破壊して２次災害を招くような事が無いように、アキュムレータには優れた低温靭性が必要である。
　このような観点から、アキュムレータ用の継目無鋼管は、焼入れ焼戻しを行うことで高強度と高靭性が付与されるようになってきた。具体的には、アキュムレータとして、後述のような縮径加工を受けた後の状態において、－６０℃以下の温度域においても十分な低温靭性を備えていることが求められる。
　ところで、エアバッグ用アキュムレータは、一般的に、素管である継目無鋼管を所定長さに切断して短管とした後に、少なくとも一端をプレス加工やへら絞り加工などで縮径加工し（これをボトル加工と称す）、イニシエータ等の装着に必要な形状に最終加工される。従って、エアバッグ用のアキュムレータとして動作を保証するには、素材となる継目無鋼管の靭性のみでは不完全な場合が生じる。これは、最終加工である縮径加工によって、ボトル部の靭性が低下し、高圧負荷時に割れが発生する可能性があるためである。従って、そのような靭性の低下を考慮して、エアバッグ用アキュムレータに用いられる継目無鋼管には、アキュムレータの使用環境温度よりもさらに低温の靭性が必要である。
　このような観点から、アキュムレータを構成する継目鋼管に対しては、伸び率１０％以上、引張強度１０００ＭＰａ以上であって、－８０℃好ましくは－１００℃でのシャルピー衝撃試験で、破面が延性を呈する低温靭性（すなわち、vＴrs１００が、－８０℃以下、好ましくは－１００℃以下の低温靭性）が求められる。
　引張り強度が１０００ＭＰａ以上の高強度且つ高靭性のエアバッグシステム用の継目無鋼管に関する従来の技術として、例えば、特許文献１がある。特許文献１では、所定の範囲の化学組成の鋼素材を用いて造管し継目無鋼管としたのち、該継目無鋼管に、冷間引抜加工を施し所定寸法の鋼管とし、そして、Ａｃ３変態点以上、１０５０℃以下の範囲内の温度に加熱したのち焼入れし、次いで４５０℃以上、Ａｃ１変態点以下の範囲内の温度で焼戻しを行う、エアバッグ用継目無鋼管の製造方法が提案されている。
　この方法によれば、エアバッグ用インフレータ製造時の加工性、溶接性に優れ、さらにインフレータとして、９００ＭＰａ以上の引張強さと、半割にした鋼管に対する－６０℃における落重試験で延性を示す高靭性とを有する継目無鋼管が得られるとしている。ただし、この方法では強度と靭性を得るために鋼の組成として多量のＣｒを含有させる必要があるため高価となる。
　特許文献２では、高周波加熱焼入れを採用した場合、急速加熱による細粒化で、引張強度が１０００ＭＰａを越える高強度且つ高靭性のエアバッグシステム用の継目無鋼管を製造できることが示されている。
　この技術は、所定の範囲の化学組成の鋼素材を用いて製管し継目無鋼管としたのち、該継目無鋼管に、冷間引抜処理を施し所定寸法の鋼管とし、そして、１０℃／秒以上の加熱速度で９００～１０００℃まで加熱した後、焼入れを行い、次いで、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻しを行う。－８０℃以下のバースト試験でも延性を示すような高靭性を得ようとするものである。
特許文献２においては、２０℃／秒で焼入れのための加熱を行う具体例が示されているが、工業的な生産性を考慮すれば、より短時間で急速加熱すること、また到達温度での保持時間も短時間であることが望ましい。短時間での急速加熱、短い保持時間で熱処理する場合は、加熱温度のばらつきを考慮すれば局部的に到達温度がＡｃ３を下回ることもあるため、可能であれば高目の加熱温度に設定することが望ましい。しかし、高周波加熱の場合、急速加熱となるため設定温度を超えて加熱されるオーバーシュートの問題もあり、高周波加熱焼入れでは到達温度が１０００℃を超える場合も考慮する必要があるが、量産化に際してのかかる問題に関しては特許文献２は何ら述べていない。むしろ、到達温度が１０００℃を超える場合、γ粒の粗粒化を招来して靭性が低下することが述べられている。
　特許文献３でも、高周波加熱焼入れを用いる事例が示されているが、同文献の実施例の表３に示すとおり、９００～１０００℃の範囲の短時間加熱しか想定されておらず、特許文献２と同様の問題がある。
　特許文献４でも、高周波加熱焼入れが用いられているが、実施例に示すとおり、９２０～９４０℃の範囲の加熱での結果であり、特許文献２と同様の問題がある。
特開２００４－７６０３４ ＷＯ　２００４／１０４２５５　Ａ１ ＷＯ　２００２／０７９５２６　Ａ１ ＵＳ　２００６／０１６９３６８　Ａ１
　このように従来にあっても、すでに幾つかエアバック用の継目無鋼管が提案されているが、近年、引張り強度が１０００ＭＰａ級の高強度のエアバッグ用鋼管においては、－６０℃好ましくは－８０℃のバースト試験で延性を呈することが求められつつある。この耐バースト性能は、アキュムレータ加工におけるデザインの自由度を大きくする観点からは、シャルピー衝撃試験における１００％延性破面下限温度（ｖＴｒｓ１００）が－８０℃以下で、好ましくは－１００℃以下である。
　従来の公知文献において、高周波焼入れ・焼戻しによって優れた低温靭性ならびにバースト性能が確認されているのは、高周波を用いた急速加熱が９００～１０００℃の範囲内にある場合である。鋼管を薄肉化すればするほど、実際の高周波加熱焼入れによる大量生産では、加熱温度の変動大きくなる。その場合、加熱温度が下回ったり、１０００℃を上回ったりして、従来の技術では想定し得なかった、製品性能の安定性低下による歩留まり低下が課題となる。
　例えば、特許文献１では、本発明者等の知見するところによれば、多量のＣｒが含有されていることから冷間引抜加工性が十分でなく、冷間引抜段階で大きな加工度を確保するためには、中間に何回かの中間軟化焼鈍が要求され、製造コストが嵩むという問題が有る。また、－６０℃における落重試験で延性を示すことが、必ずしも－６０℃のバースト試験で延性を呈することを意味するものではない。
　また、大量生産を効率良く実施するには、製造工程が簡素であるほうが好適である。従来の公知文献において、鋼組成としてＣｒおよびＭｏの含有量の和が０．６％超の範囲であるものがほとんどである。そのようにＣｒ、Ｍｏが多量に含有されている場合、継目無鋼管の熱間での造管後の空冷によっても、強度が高めになり、冷間引抜加工が困難になるため、冷間引抜加工前に軟化焼鈍が必要となり、工程が煩雑、高コストになる。
　また、上述の特許文献としては挙げていないが、ＣｒあるいはＭｏを含有しないか、その合計含有量を０．６％以下と少量に抑制したエアバッグ用鋼管の事例は多数ある。しかし、そのような鋼組成の公知例の範囲においては、１００％延性破面下限温度（ｖＴｒｓ１００）を－８０℃以下に確保しつつ、あるいは－６０℃でのバースト試験で延性破面を呈しながら、同時に１０００ＭＰａ以上の引張強度を安定的に確保できる事例は見当たらない。１０００ＭＰａを超える従来例もあるが、その場合にあっても、そのような高い引張強度と優れた低温靭性を同時に安定的に得ることはできない。
　本発明は、エアバッグア用キュムレータとして今日求められている性能、すなわち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性能を備えた、安価であり量産規模の高周波誘導加熱による焼入れに適合性の高いエアバッグ用鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
　ここに、本発明の技術的課題をより具体的に列記すると以下の通りである。
　（Ｉ）最終製品として、１０００ＭＰａ以上、望ましくは１０５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、－６０℃でのバースト試験においても延性破壊を呈するような低温靭性にも優れ、特に１００％延性破面下限温度（ｖＴｒｓ１００）が－８０℃以下、好ましくは－１００℃以下であるエアバッグ用鋼管が求められる。技術課題（Ｉ）という。
　（II）上記（I）に記載の鋼管を、合金コストを抑制して提供すること、特に従来、高強度化の目的で多用されてきたＭｏの使用を極力削減することが求められる。技術課題（III）という。
　（III）上記（Ｉ）に記載の鋼管について、冷間引抜工程における軟化焼鈍処理の回数を可能な限り少なくすることができる合金設計が求められる。より具体的には、素管の冷間引抜加工段階で途中軟化焼鈍処理を行うことなく４０％以上の加工度実現が可能な、冷間加工性の高い合金設計を実現することが求められる。技術課題（III）という。
　（IV）さらに好ましい態様としては、上記（Ｉ）に記載の鋼管を、量産規模の高周波加熱による焼入熱処理によっても安定した特性が得られる状態で製造できる合金設計をすること、そして、より具体的には、加熱焼入れのための加熱温度が１０００℃を上回る場合（例：１０２０～１０４０℃）にも、一定レベル以上の靭性の高い製品として提供できるエアバッグ用鋼管の製造方法が求められる。技術課題（IV）という。
　本発明者らは、上記の課題を解決するため、冷間加工後に焼き入れおよび焼き戻しが施されるエアバッグシステム用継目無鋼管における、合金元素、強度および低温靭性の関係を調査した。その結果、これまでの知見とは異なり、予想外にも、今日求められている優れた強度と靭性のバランスは、Ｍｏを含有させなくても、Ｍｎを低めに含有させ、これまで多量に添加されていたＣｒをむしろ少量添加するとともに、適量のＣｕ、Ｎｉ，Ｔｉ，Ｂを含有させた鋼によって得られることが判明した。
　すなわち、本発明者らは、冷間加工後に焼入れ焼戻しが行われて製造される、ＴＳが１０００ＭＰａを超えるエアバッグシステム用継目無鋼管の強度および靭性に及ぼす合金元素の影響について検討した。その結果、次のような知見を得て、本発明を完成した。
（i）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＢを適正量含有させ、これまで高強度化のためにむしろ多量に添加されてきたＣｒを０．５％以下、およびＭｏを含有させず（必要により０．１％未満の少量含有は許容される）、それに代えてＣｕおよびＮｉをそれぞれ０．０１－０．５０％、かつＣｕとＮｉの含有量の合計量を、｛（Ｃｒ＋Ｍｏ）２＋０．３｝以上とすることが上記課題（Ｉ）、（II）、（III）を同時に達成する上で有効であることが判明した。
（ii）さらに、急速加熱焼入れ時の加熱温度が、例えば１０４０℃となって、目標とする狙い範囲の上限（１０００℃）よりも高くなった場合、即ち、上記課題（IV）については、Ｔｉ：０．０２％超０．０５％以下を含有させることで、前述の目標の強度と靭性を同時に達成できることを知った。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
ここに、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
　（１）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％、を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ下記式（１）を満足する鋼組成を有し、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、ｖＴｒｓ１００が－８０℃以下の高靭性とを有することを特徴とするエアバッグシステム用継目無鋼管。
Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｍ）２＋０．３　・・・　（１）
なお、式（１）の“M”は、Crを表し、元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
　（２）Ti含有量が、質量％で、０．０２０％超０．０５０％以下である鋼組成を有することを特徴とする、（１）に記載のエアバッグ用鋼管。
　（３）質量％で、さらにＭｏ：０．１０％未満を含有し、且つ下式（１）を満たす鋼組成を有することを特徴とする、（１）または（２）に記載のエアバッグ用継目無鋼管。
Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｍ）２＋０．３　・・・　（１）
なお、式（１）の“Ｍ”は、（Cr＋Mo）を表し、元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。Ｍｏ含有量が０の場合は、式（１）のＭｏに０（ゼロ）を代入する。
　（４）さらにＶ：０．０２～０．２０％を含有する鋼組成を有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のエアバッグシステム用継目無鋼管
　（５）（１）～（４）のいずれかに記載の鋼組成を有するビレットを用いて熱間製管によって製造された継目無鋼管素管に、1回の冷間加工の加工度が４０％以上の冷間加工を施して所定寸法の鋼管とし、所望により、矯正を行なった後に、高周波加熱によってＡｃ３変態点以上の温度に加熱して急冷する焼き入れを行い、次いでＡｃ１変態点以下の温度に加熱して焼き戻しを行うことを特徴とする、エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。
　本発明により極めて高強度であって、かつ優れた低温バースト性能を有する継目無鋼管が提供でき、端部が縮径加工されたエアバッグアキュムレータの高圧化(１４５ＭＰａ以上の圧力)・薄肉軽量化(例：肉厚さ３．６ｍｍ～１．７ｍｍで直径６０．３ｍｍ～２５．０ｍｍの継目無鋼管)に著しく寄与する。
図１は、本発明の好適態様におけるＣｒ＋Ｍｏと、Ｃｕ＋Ｎｉとの関係を示すグラフである。 本発明の実施例で特性評価に用いた試験片の説明図である。
　本発明の鋼管の化学成分および鋼管の製造方法を限定した理由について述べる。
（Ａ）鋼の化学組成
　本明細書において「％」は、特段の説明が無い限り、「質量％」を意味する。
　Ｃ： ０．０５～０．２０％
　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１０００ＭＰａ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、０．０７～０．１７％である。
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％
　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、０．１０％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．５０％を超えると靱性が低下するため、Ｓｉの含有量を０．１０～０．５０％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２０～０．５０％である。
　Ｍｎ：０．１０～１．００％
　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０．１０％未満では十分な強度と靱性が得られず，一方，１．００％を超えるとＭｎＳの粗大化が生じて，それが熱間圧延時に展伸し，靱性が低下する。本発明にあっては、Ｍｎを１．００％以下に抑えても、目的とする１０００ＭＰａ以上の引張強度と優れた低温バースト性能を確保する必要があるため、後述するようにＢを配合することで焼き入れ性の改善を行なっている。このため，Ｍｎの含有量を０．１０～１．００％とした。Ｍｎの含有量は０．４０～０．９０％とすることが強度と靭性のバランスの点で好ましい。
　Ｐ：０．０２５％以下
　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。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、特に鋼管Ｔ方向、すなわち、鋼管の圧延方向（長手方向）に直交する方向の靱性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．００５％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０．００５％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．００３％以下とするのが好ましい。
　Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
　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、このようなＡｌの効果を得るためには、０．００５％以上含有させることが必要である。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。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、鋼中に不可避不純物として存在するＳを硫化物として固定し、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高める作用を有する。この効果は０．０００３％以上、特に０．０００５％以上の含有量で発現する。しかし、０．００５０％を超えて含有させると、介在物が増加して、かえって靭性が低下する。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５～０．００５０％とした。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、鋼中で炭化物として微細に分散し、結晶粒界を強くピン止めする効果がある。それにより、結晶粒を細粒化せしめ、鋼の靭性を向上させる効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上含有させるが、０．０５０％を越えて含有させると、炭化物が粗大化し、かえって靭性が低下する。従って、Ｎｂの含有量を０．００５～０．０５０％とした。
　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、鋼中でＮを固定し、靭性を向上させる効果を有する。また、微細に分散したＴｉ窒化物は、それにより、結晶粒界を強くピン止めし、結晶粒を細粒化せしめ、鋼の靭性を向上させる効果を有する。また、鋼中のＮの固定は、後述のＢの効果を引き出す上でも重要である。従って、それらの効果を得るために、０．００５％以上含有させるが、０．０５０％を越えて含有させると、窒化物が粗大化し、かえって靭性が低下する。従って、Ｔｉの含有量を０．００５～０．０５０％とした。特に、急速加熱による焼入れを実施する際は、加熱温度超過によって結晶粒径が粗大化しやすく、靭性が低下しやすいため、Ｔｉ窒化物による結晶粒界ピン止め効果を十分に活用するのが好適である。その意味で、好ましい含有量は０．０２０％超～０．０３５％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、鋼中で粒界偏析し、鋼の焼き入れ性を著しく向上させ、靭性向上に寄与する。その効果は、０．０００５％以上含有させることで発現する。一方、０．００５０％超含有させると、結晶粒界に硼化物が粗大に析出するため、かえって靭性が低下する。従って、Ｂの含有量を０．０００５～０．００５０％とした。好ましくは、０．００３０%以下である。
　本発明においては、Ｍｎ配合量の上限を１．０％と制限しているため、Ｂを配合することで焼き入れ性改善による強度向上を図る。
　Ｂは固溶状態で無いと、結晶粒界に偏析しない。従って、Ｂと化合物を造りやすいＮは、Ｔｉによって固定されていることが好ましく、Ｂは、Ｎによって固定される量以上に含有されていることが好ましい。その意味で、Ｂ含有量は、Ｂ、Ｔｉ、Ｎの化学両論比から、下記の式（２）または（３）の関係を満たしていると好適である。
Ｎ－Ｔｉ／３．４≦０のとき
　Ｂ≧０．０００５　・・・　（２）
Ｎ－Ｔｉ／３．４＞０のとき
Ｂ－（Ｎ－Ｔｉ／３．４）×（１０．８／１４）≧０．０００５　・・・　（３）
式（２）中のＢ、Ｎ、Ｔｉはそれぞれの元素の含有量を質量％で表したときの数値である。
Ｎ：０．００２～０．０１０％、
　Ｎは、鋼中に不可避的に存在する不純物である。しかしながら、本発明ではＴｉとの窒化物形成により、その分散を活用し、結晶粒界ピン止め効果を十分に活用するため、Ｎの含有量を制御することが肝要である。その効果を発揮させるためには、Ｎの含有量を０．００２％以上とする。一方、Ｎが過剰に含有すると、固溶Ｎの増加や、Ｂと化合物を形成し、固溶Ｂ量の低下を招く。従って、Ｎの含有量の上限を０．０１０％以下とする。好ましいＮの含有量の範囲は、０．００２～０．００８％である。
　ここに、本発明の鋼ではＣｒを低減して、Ｍｏを添加する場合でもＭｏを極く少量に制限して、Ｃｕ、Ｎｉを含有させるため、Ｂを添加しても、Ｃｒ、Ｍｏとの炭硼化物の析出が抑えられ、強度、靭性改善の面で好適である。
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％
Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を高め、強度と靭性を向上させる効果がある。その効果は、０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上含有されていれば発現する。しかしながら、０．５０％を越えて含有させるのは合金コストの著しい増加を招く。従って、Ｃｕの含有量を、０．０１～０．５０％とした。好ましい含有量は０．０３％以上、特に０．０５％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｎｉは、鋼の焼き入れ性を高め、以て強度と靭性を向上させる効果がある。その効果は、０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上含有されていれば発現する。しかしながら、０．５０％を越えて含有させるのは合金コストの超過を招く。従って、Ｎｉの含有量を、０．０１～０．５０％とした。好ましい含有量は０．０３％以上、特に０．０５％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　Ｃｒは、鋼の焼き入れ性を高め、また、焼き戻し軟化抵抗を高めて、強度と靭性を向上させる効果がある。その効果は、各々の元素が０．０１％以上含有されていれば発現する。しかしながら、０．５０％を越えて含有させるのは冷間引抜の際の強度超過を招き、加工性が低下するため不適当である。従って、Ｃｒの含有量を、０．０１～０．５０％とした。好ましくは０．１８～０．４０％である。
　さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては、その含有バランスを下記のように限定する。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ含有量の式による限定：
　本発明においてＭｏを添加したときには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの各含有量の間に下記のような関係を満足させるようにするのが好ましい。
　Ｃｒ、Ｍｏは、焼き戻し時に析出するセメンタイトの球状化を妨げ、また、本発明のようにＢが含有されている鋼では、Ｂの化合物（硼化物）を結晶粒界に形成しやすく、特に高強度材では靭性が低下しやすい。そこで、Ｃｒ含有により（さらにＭｏを添加する場合でもＭｏを極少量に制限して）高強度化を図るよりも、Ｃｕ、Ｎｉの含有による高強度化のほうが、本発明で対象とする高強度且つ高靭性のエアバッグ鋼管としては適している。具体的には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有バランスについて下式（１）を満足させることが肝要である。
　Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｍ）２＋０．３　・・・　（１）
　式（１）の“Ｍ”は、“Ｃｒ＋Ｍｏ”を表し、元素記号は、それぞれの元素の含有量を質量％で表したときの数値である。なお、Ｍｏを含有しない場合は、“Ｃｒ＋Ｍｏ”のＭｏには０が代入される。
　以下の元素は、含有させなくても良いが、必要に応じて含有させることが出来る。
　Ｍｏ：０．１０％未満
　本発明において、Ｍｏは原則的には含有されないが、所望により極少量は含有させてもよい。Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を高め、また、焼き戻し軟化抵抗を高めて、強度と靭性を向上させる効果がある。その効果は、微量でも認めら得るが、確実な効果を得るには、０．０１％以上含有されることが好ましい。しかしながら、０．１０％以上を含有させるのは合金コストの超過を招く。また、Ｍｏ含有量が高いと、継目無鋼管の熱間製管後の空冷においても、強度が高くなる傾向があり、冷間引抜加工前に軟化熱処理が必要となり、製造コストの上昇を招く。従って、Ｍｏを添加するときでも、Ｍｏの含有量を、０．１０％未満とした。
　Ｖ：０．０２～０．２０％
　Ｖは、析出強化により強度を高める作用がある。これらＶの作用は０．０２％以上含有させると効果を発揮するが，０．２０％を超えると靭性が低下する。したがって，添加する場合のＶの含有量は０．０２～０．２０％とするのがよい。Ｖ含有量の好ましい範囲は，０．０３～０．１０％である。
　次に、本発明にかかる継目無鋼管の製造方法とその限定理由について述べる。
　（Ｂ）素材
　本発明においては、鋼管の素材となる鋼塊について、特に限定しない。円柱型の鋳型を有する連続鋳造機にて鋳込まれた鋳片でも良いし、矩形型に鋳込んだ後に、熱間鍛造により円柱状に成形した物でも良い。本発明に係る鋼は、Ｃｒ（Ｍｏを添加するときは、ＣｒおよびＭｏ）といったフェライト安定化元素の添加を抑制し、ＣｕおよびＮｉといったオーステナイト安定化元素を添加しているため、ラウンドＣＣビレットとして丸形状に連続鋳造鋳込を行った場合にも中心割れが防止できる効果が大きく、ラウンドＣＣビレットとして使用できる。
ラウンドＣＣビレット中心部の割れが多い場合、継目無鋼管素管を冷間加工、特に冷間引抜を行った後、矯正加工を施すと、割れが拡張し、高周波焼入れ焼戻しを施して、最終的に縮径加工したところ、内面から割れが生じることがある。従って、特にラウンドＣＣビレットを素材とする場合、本発明の鋼組成は、エアバッグアキュムレータ用継目無し鋼管に好適である。
　（Ｃ）熱間製管
　本発明においては、上記のように化学組成を調整した（Ｂ）に記載の鋳片を素材として、鋼管を製造すればよく、鋼管の製管法は特に限定するものではない。例えば、マンネスマン-マンドレル法が採用される。
　（Ｄ）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ればよい。その意味で、冷間加工について、冷間引抜、冷間圧延等の具体的方法に、特に限定しなくてもよい。加工度は減面率（断面減少率）で３％以上とするのが好ましいが、一方、５０％を越えると、一般的に内面しわ疵の発達が著しいことから、５０％未満とすることが好ましい。なお、冷間加工は複数回実施して最終製品の寸法とする場合もあるが、薄肉化すればするほど、すなわち加工度が高くなると、鋼管の強度が加工硬化により上昇するため、加工中に割れが発生しやすくなるので、途中で軟化させるための中間熱処理が必要となる。ところが（Ａ）で限定した化学成分の鋼を採用することにより、素管の強度は低いので、冷間加工によっても強度が過剰に高くならず、冷間加工前の軟化熱処理が省略でき、好適である。本発明に係る鋼は、冷間加工に際しても、予熱軟化処理や中間の軟化焼鈍を行うことなく、減面率４０％以上、好ましくは４０％超の加工度を達成することができる。
　本発明において、減面率は、断面減少率と同義であり、以下の式で定義される。
　　減面率（％）＝（Ｓ0－Ｓf）×１００／Ｓ0
　但し
　Ｓ0：冷間加工前の鋼管の断面積
　Ｓf：冷間加工完了後の鋼管の断面積
　また、中間に軟化焼鈍を介在させることなく行うものであれば、複数回の冷間加工の総減面率も上記減面率として扱う。もちろん、本発明において中間に軟化焼鈍を行う冷間加工を排除するものではない。
　（Ｅ）矯正
　本発明の対象は、引張強度が１０００ＭＰａを越え、エアバッグシステム用として必要な寸法精度、表面性状および低温靭性を具備した継目無鋼管であることから、冷間引抜後、強度が従来鋼よりも高くなる傾向があり、スプリングバックなどで鋼管に曲がりが生じる可能性がある。鋼管に曲がりがあると、下記の高周波加熱による焼き入れ時に、高周波コイルに真直に鋼管が通過しない問題が懸念される。従って、好ましい態様においては、高周波加熱による焼き入れのために、冷間加工(例：冷間引抜)後に矯正加工を行う。
　この矯正加工は、その方法を特に限定しないが、例えば、２ロールタイプの圧延機を４列ほど設け、各列のロールギャップの中心位置を互い違いにずらし（すなわち、オフセットする）、さらにロールギャップを調整し、その間に鋼管を通すことにより曲げ、曲げ戻しの加工を加える方法が好ましい。
　この曲げ、曲げ戻しの加工度は高いほど、矯正の効果が高くなるので、鋼管の外径の１％以上のオフセット量で、鋼管の外径の１％以下のロールギャップ量とするのが好ましいが、一方、鋼管の外径の５０％以下のオフセット量で、鋼管の外径の５％以上のロールギャップ量としておけば、鋼管内面のしわ疵発生等の問題は無いので好都合である。
　（Ｆ）熱処理
　上記（Ｅ）の矯正加工の後、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。鋼管に引張強度で１０００ＭＰａ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Ａｃ３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を行う。
　急冷前の加熱温度がオーステナイト単相となるＡｃ３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。一方、上記の加熱温度は高温すぎると、オーステナイト粒が急激に成長し始めて、粗粒となりやすく、靭性が低下しやすくなるので、好ましくは１０５０℃以下とする。なお、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、短時間保持するのは、オーステナイト粒径を細粒化させることで、極めて高い靭性を確保するためである。
　このような急速で短時間保持の加熱を実現するには、生産性の観点から高周波誘導加熱方法を採用することが好ましい。また、この時の加熱速度は、高周波コイルへ通す鋼管の送り速度などで調整可能であるが、２５℃／秒程度以上とするのが好ましい。より好ましくは５０℃／秒以上、さらに好ましくは１００℃／秒以上である。
　少なくともＡｃ３ 変態点以上の温度に加熱した後の冷却は、所望の１０００ＭＰａ以上の引張強度を安定・確実に得るために急冷とするが、水焼き入れ等の急冷処理を行うのが好ましい。具体的には、急冷処理時の８００℃～５００℃間の冷却速度が、５０℃／秒以上であることが好ましい。より好ましくは１２５℃／秒以上である。
急冷されて常温近傍まで冷却された鋼管は、所望の１０００ＭＰａ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をする。焼戻しの温度がＡｃ１変態点を越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。
焼戻しの後、（Ｅ）で述べたような方法で、適宜ストレートナー等で曲がりを矯正してもよい。（Ａ）に記載の鋼組成の素管を用いても、焼入段階の加熱速度や、冷却速度が不十分であると本発明の目的とする強度や靭性を安定して確保することができない場合がある。
このようにして焼き戻された継目無鋼管は、すでに述べたように、所定長さに切断して短管とした後に、少なくとも一端をプレス加工やへら絞り加工などで縮径加工し、イニシエータ等の装着に必要な形状に最終加工され、エアバッグアキュムレータとして使用される。
　（実施例１）
　本例は、継目無鋼管の製造条件をシミュレートして製造した材料について鋼組成と低温靭性との関係を調べるために行った。
表１に示す６鋼種の化学組成の鋼を真空溶解にて溶製し、熱間圧延後に冷間圧延を施して５ｍｍ厚の板材(加工度は４０％)とした。その後、高周波加熱により、平均昇温速度３００℃／秒にて９２０℃まで加熱し、９２０℃×５秒の保持後、水冷で焼き入れ処理を行い、次いで、焼き戻しを実施した。
この熱処理を施した板材から、ＪＩＳ　Ｚ２２０１の１４Ａ号の引張試験片（平行部径４ｍｍ、平行部長２０ｍｍ）を圧延方向に垂直に採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行った。また、同様に圧延方向に垂直に、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠して、２．５ｍｍ幅のサブサイズのＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表２に、引張試験で得られた各鋼の引張強度（ＴＳ）およびシャルピー衝撃試験で得られた、１００％延性破面下限温度（ｖＴｒｓ１００）を示す。
　鋼１～３については、焼戻し温度を調整することにより、ＴＳを１０００ＭＰａ付近に調整したが、式（１）を満足しないため、ｖＴｒｓ１００が－８０℃よりも高温になり、このままの材料としては十分な靭性を有するものの、ボトル加工により靭性が低下すると、十分な低温バースト性能が得られない可能性がある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　一方、鋼４～８については、式（１）を満足するためＴＳが１０５０ＭＰａ以上であっても、ｖＴｒｓ１００が－１００℃以下になり、ボトル加工が加わったとしても、十分な低温バースト性能が確保できると予想された。
　図１には、本例の各鋼のＣｒとＭｏの含有量の合計と、ＣｕとＮｉの含有量の合計をプロットし、ｖＴｒｓ１００が－８０℃以上のものを▲、－１００℃以上のものを○で示した。図１より、ＣｒとＭｏの含有量の合計に対して、ＣｕとＮｉの含有量の合計を式（１）の関係を満足するものとすることにより、優れた低温靭性が確保できることが分かる。
　Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｃｒ＋Ｍｏ）２＋０．３　・・・　（１）
　なお、式（１）の元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。Ｍｏが含有されない鋼の場合には、Ｍｏ＝０とする。
　（実施例２）
　表３に示す化学組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造によって外径１９１ｍｍの円柱状ビレットを製造した。このラウンドＣＣビレットを所望の長さに切断し、１２５０℃に加熱した後、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４．０ｍｍに仕上げた。
得られた継目無鋼管を、素管として、通常の方法で冷間引抜加工（冷間引抜き加工）し、外径を６０．３ｍｍ、肉厚を３．６ｍｍに仕上げた。これを鋼管サイズ１とする。
これら冷間引抜加工を施した鋼管を、ストレートナーによって矯正した後、高周波誘導加熱装置を用いて平均昇温速度３００℃／秒にて９２０℃まで加熱し、９２０℃×５秒の保持後、水焼入れを行ない、次いで通常のウォーキングビーム炉で焼き戻しの為の３０分の均熱処理を行った。
　なお、この鋼管サイズ１のストレートナーによる矯正加工は、２ロールタイプの圧延機を３列設け、２列目のロールギャップの中心位置を１列目の中心位置に対して、２０ｍｍ上へずらし、且つ３列目のロールギャップの中心位置を１列目の中心位置に対して、３ｍｍ上にずらし、さらに２列目と３列目のロールギャップをそれぞれ、５８．８ｍｍ（外径－１．５ｍｍ）と５７．３ｍｍ（外径－３．０ｍｍ）に調整し、その間に鋼管を通すことにより曲げ、曲げ戻しの加工を加えておこなった。
　また、同様に穿孔、圧延により外径が５１．０ｍｍで肉厚が３．０ｍｍに仕上げた継目無鋼管を、通常の方法で冷間引抜加工（冷間引抜き加工）し、外径を４０．０ｍｍ、肉厚を２．６ｍｍに仕上げた。これを鋼管サイズ２とする。
冷間引抜加工を施した鋼管を、ストレートナーによって矯正した後、高周波誘導加熱装置を用いて９２０℃まで加熱し５秒保持した後、水焼入れし、次いで通常のウォーキングビーム炉で焼き戻しの為の３０分の均熱処理を行った。
　なお、鋼管サイズ２のストレートナーによる矯正加工は、鋼管サイズ１と同様の方式で、２列目のロールギャップの中心位置を１列目の中心位置に対して、１０ｍｍ上へずらし、且つ３列目のロールギャップの中心位置を１列目の中心位置に対して、３ｍｍ上にずらし、さらに２列目と３列目のロールギャップをそれぞれ、３９．５ｍｍ（外径－０．５ｍｍ）と３９．２ｍｍ（外径－０．８ｍｍ）に調整し、その間に鋼管を通すことにより曲げ、曲げ戻しの加工を加えて行なった。
　高周波焼入れと焼戻しを行った鋼管について、図２に示す形状の引張試験を採取し、強度特性を調査した。図中の数字は寸法(単位：ｍｍ)を示す。
　また、高周波焼入れと焼戻しを行った鋼管を、３００ｍｍ長さにそれぞれ６本切断し、両管端にプレス加工を施して、縮径部の直径／未縮径部の直径の比が０．６になるような縮径部を２５ｍｍ長さで設けて、アキュムレータボトル部の形状とした。その後、片端を溶接して封じ、もう一方の端部を高圧ホースが貫通する閉鎖部材を溶接した。
　この試験体を、－６０℃に冷却されたチャンバー内でエタノール中に浸漬し、高圧ホースからエタノールを管内に注入して内圧を高めて管を破裂させ、破壊形態を観察した。
　その結果、鋼Ａ～鋼Ｂを用いた鋼管サイズ１および２の試験体の各６本中全てが、開口部の脆性破面面積率が５％未満であり、十分なバースト性能を満足することが確認された。
一方、鋼Ｃを用いた鋼管サイズ１および２の試験体の各６本中の、各３本が縮径部から早期破壊し、バースト圧が著しく低下した。また、鋼Ｄおよび鋼Ｅを用いた試験体６本全てが、開口部の脆性破面面積率が５％以上であり、性能を満足しなかった。
　以上の結果を、上記引張試験の結果と共に、表４にまとめた。
　表４における鋼Ａ～鋼Ｂは、成分が本発明で規定する条件を満たす鋼である。鋼Ｃ～鋼Ｅは、本発明で満足すべき、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ含有量の関係式（１）を満たさない鋼、または、それ以外の成分の範囲を満たさない鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　（実施例３）
　表５に示す化学組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造によって外径１９１ｍｍの円柱状ビレットを製造した。このラウンドＣＣビレットを所望の長さに切断し、１２５０℃に加熱した後、通常のマンネスマン－マンドレルミル方式による穿孔、圧延による熱間製管を実施して継目無鋼管を作成した。
その後、通常の方法で冷間引抜加工（冷間引抜き加工）し、種々の製品鋼管サイズに仕上げた。この際の熱間製管時の鋼管サイズおよびその後の冷間引抜加工後の鋼管サイズを表６に示す。
これら冷間引抜加工を施した鋼管を、ストレートナーによって矯正した後、高周波誘導加熱装置を用いて平均昇温速度３００℃／秒にて表６に示す条件で加熱し、その後水焼入れを行なった。
なお、この水焼入れは、リング状に配置されたノズルからスプレー状に水を噴射し、そのリング内部に鋼管を通過させ、鋼管外表面を冷却することで行った。前述の高周波誘導加熱装置と水焼入れ設備は連結しており、鋼管の通過速度を変化させることで、冷却速度を変化させた。次いで通常のウォーキングビーム炉で焼き戻しの為の３０分の均熱処理を行い、引張り強度が１０００ＭＰａ以上となるように調整した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　このように焼入れ焼戻しを施した各鋼管から一定長さを切り出し、採取したＪＩＳＺ ２２０１に規定の１１号試験片を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１に規定の金属材料引張試験法に準じて引張試験を行った。
また、各鋼管から一定長さを切り出し、それを室温で管の長さ方向に切断して展開した。展開した管からそのＴ方向から採取した長さ５５ｍｍ、高さ１０ｍｍ、幅を鋼管の元肉厚とした矩形材に２ｍｍＶノッチを導入した試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を実施した。このとき得られた延性破面率１００％を確保できる下限温度(表６中のｖＴｒｓ１００で表記)と、引張試験結果との関係を表６に示す。
　また、高周波焼入れと焼戻しを行った鋼管を、３００ｍｍ長さにそれぞれ１本切断し、両管端にプレス加工を施して、縮径部の直径／未縮径部の直径の比が０．６になるような縮径部を２５ｍｍ長さで設けて、アキュムレータのボトル部の形状とした。その後、片端を溶接して封じ、もう一方の端部を高圧ホースが貫通する閉鎖部材を溶接した。
この試験体を、－６０℃に冷却されたチャンバー内でエタノール中に浸漬し、高圧ホースからエタノールを管内に注入して内圧を高めて管を破裂させ、破壊形態を観察した。開口部の脆性破面面積率が５％未満であれば合格（表６中の○で表記）、５％以上であれば不合格（表６中の×で表記）として、表６に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明の鋼組成で、好適範囲である鋼Ｆおよび鋼Ｇにおいては、広範囲の加熱条件にも関わらず、安定してｖＴｒｓ１００が－１００℃以下である優れた低温靭性が確保され、端部に冷間加工を施しても優れたバースト性能が得られていることが分かる。
一方、本発明の鋼組成範囲から、Ｔｉのみが外れる鋼Ｈについては、１０００℃を超えて加熱すると著しく結晶粒が粗大化し、それに伴ってｖＴｒｓ１００の上昇およびバースト性能の低下が見られた。
また、本発明の鋼組成範囲から、Ｂの含有量のみが外れる鋼Ｉについては、１０００℃を超えて加熱されるとｖＴｒｓ１００の上昇およびバースト性能の低下が見られた。
　なお、Ｍｏ：0.15％を含む鋼Jを用いて外径２５ｍｍで肉厚２．０２ｍｍあるいは１．７ｍｍの鋼管を製造しようとして、試験Ｎｏ．３や試験Ｎｏ．１４のような熱間製管サイズと冷間引抜サイズの組み合わせの加工を実施したところ、冷間引抜中に割れが発生した（Ｎｏ．２１参照）。そこで、試験Ｎｏ．２２では冷間引抜加工前に６２０℃で２０分均熱する軟化熱処理を施した。また、試験Ｎｏ．２３では、抽伸加工を２回に分けて実施して、それらの抽伸加工の間に６２０℃で２０分均熱する軟化熱処理を施したので、非効率であった。
試験Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２以外は、熱間製管後に軟化熱処理を施さなくても、冷間引抜加工が１回で仕上げることが出来た。
　本発明に従った化学成分の鋼を用いて、高周波焼入れ焼戻しを施すことで、縮径部を含むエアバッグアキュムレータ部品としても優れた低温バースト性能を有する、高強度のエアバッグシステム用継目無鋼管を安価で高能率にて製造可能であることが明らかである。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    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％、
    残部がFeおよび不可避不純物からなり、かつ下記式（１）を満足する鋼組成を有し、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、ｖＴｒｓ１００が－８０℃以下の高靭性とを有することを特徴とするエアバッグ用継目無鋼管。
    Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｍ）２＋０．３　・・・　（１）
    なお、式（１）の“M”は、Crを表し、元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
  2. 　前記Ti含有量が、質量％で、０．０２０％超０．０５０％以下であることを特徴とする、請求項１に記載のエアバッグ用鋼管。
  3. 　質量％で、さらにＭｏ：０．１０％未満を含有し、且つ下式（１）を満たす鋼組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載のエアバッグ用継目無鋼管。
    　Ｃｕ＋Ｎｉ≧（Ｍ）２＋０．３　・・・　（１）
    なお、式（１）の“Ｍ”は、（Ｃｒ＋Ｍｏ）を表し、元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
  4. 　質量％で、さらに、Ｖ：０．０２～０．２０％を含有する鋼組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載のエアバッグ用継目無鋼管。
  5. 　質量％で、さらに、Ｖ：０．０２～０．２０％を含有する鋼組成を有することを特徴とする請求項３に記載のエアバッグ用継目無鋼管。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼組成を有するビレットを用いて熱間製管によって製造された継目無鋼管素管に、1回の冷間加工の加工度が４０％以上の冷間加工を施して所定寸法の鋼管とし、矯正を行なった後に、高周波加熱によってＡｃ３変態点以上に加熱して急冷する焼き入れを行い、次いでＡｃ１変態点以下の温度に加熱して焼き戻しを行うことを特徴とする、エアバッグ用継目無鋼管の製造方法。 
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