(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
管状の母材部と、該母材部の軸方向に沿って前記母材部間に形成された溶接部と、を有する溶接鋼管であって、
前記母材部が、質量％で、
C ：0.02〜0.08％、                    Si：0.001〜1.0％、
Mn：0.1〜2.0％、                      P ：0.1％以下、
S ：0.01％以下、                      Al：0.01〜0.1％、
N ：0.01％以下、                      Ti：0.01〜0.20％、
V ：0.01〜0.50％、                    Cr：0.01〜0.50％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
平均粒径：10μm以下のフェライト相を面積率で90％以上とし、該フェライト相中に平均粒径10nm以下のTi、V系炭化物が分散した組織と、を有し、
引張強さTS：780MPa以上の高強度で、かつ強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上で、ビッカース硬さで前記母材部の硬さと前記溶接部の硬さとの差ΔHVが60ポイント以下で、
前記母材部とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部の管周方向の軟化幅Wsが0.05mm以下であるエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管。
【請求項２】
前記母材部が、さらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する請求項１に記載のエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管。
記
Ａ群：Cu：0.001〜1.0％、Ni：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
【請求項３】
請求項１または２に記載のエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法であり、
鋼管素材を冷間でロール成形してオープン管にし、
該オープン管の端面同士を突き合わせてレーザ溶接接合し、
前記母材部および前記溶接部を形成するエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記レーザ溶接接合後に、鋼管に冷間引抜き加工を施す請求項３に記載のエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記冷間引抜き加工における断面減少率を5〜50％とする請求項４に記載のエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記冷間引抜き加工後に、さらに、鋼管を加熱温度：800℃以下の温度に加熱する焼きなまし処理を施す請求項５に記載のエアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度高靭性溶接鋼管に係り、とくにエアバッグインフレータ用として好適な、靭性、加工性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性の向上が熱望され、とくに衝突時に乗員を保護する安全装置の導入が積極的に進められている。なかでも、衝突時、乗員と、ハンドルやインストルメントパネルとの間に展開し、乗員の運動エネルギーを吸収して乗員の損傷度の低減を図るエアバッグの搭載が一般化しつつある。とくに、ハンドル内に装填される運転席用エアバッグや、インストルメントパネル内に装填される助手席用エアバッグは標準装備化されつつある。さらに、最近では、これらに加え、側面衝突時に乗員を保護するため、座席にサイドエアバッグ、あるいはサイドウインドウを覆うカーテン式エアバッグなどを搭載する自動車が多くなっている。エアバッグ用インフレータ（以下、エアバッグインフレータと記す。）には容器部分であるボトルが含まれる。【０００３】
従来、エアバッグには、インフレータに収納した火薬を使用してガスを発生させる方式や、インフレータに収納した反応ガスの熱膨張を利用した方式が多く採用されてきた。最近では、リサイクル性や環境への配慮から、火薬の使用に替えて、アルゴンなどの不活性ガスをインフレータに高圧で充填する方式も採用されるようになっている。【０００４】
一般に、エアバッグ用ボトルは鋼管を加工して製造されている。鋼管に冷間引抜き加工を施し所定寸法とし、所定の長さに切断したのち、両管端をプレス加工などにより加工し封板を溶接して、ボトルとされる。このため、エアバッグインフレータ用鋼管としては、十分な強度と靭性を有し、加工性に優れ、さらに溶接性にも優れた鋼管が要望されている。【０００５】
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、C：0.01〜0.20％、Si：0.50％以下、Mn：0.30〜2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.10％以下を含み、あるいはさらにMo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下のうち１種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を製管後、冷間加工を施したまま、もしくは冷間加工後、焼なまし、焼ならし、または焼入れ焼戻し処理する高強度高靭性エアバッグ用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された鋼管は、電縫鋼管としても継目無鋼管としてもよいとしており、エアバッグのアキュムレータ用（エアバッグのボトル用）として、高寸法精度で加工性と溶接性に優れ、かつ高強度、高靭性鋼管を得ることができるとしている。【０００６】
また、特許文献２には、C：0.05〜0.15％未満、Si：0.50％以下、Mn：0.30〜2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.1％以下を含み、あるいはさらにMo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下のうち１種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を製管後、850〜1000℃で焼ならしたのち、所定の寸法に冷間加工したまま、もしくは応力除去焼鈍、焼ならし、または焼入れ焼戻処理を施す高強度高靭性エアバッグ用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された鋼管は、電縫鋼管としても継目無鋼管としてもよいとしており、エアバッグのアキュムレータ等の用途として、高寸法精度で加工性と溶接性に優れ、かつ高強度、高靭性鋼管を得ることができるとしている。【０００７】
また、特許文献３には、C：0.05〜0.15％未満、Si：0.50％以下、Mn：0.30〜2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.1％以下を含み、あるいはさらにMo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.005％以下のうち１種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を製管後、850〜1000℃で焼入れしたのち、あるいはさらに450℃以上Ａc1変態点未満での焼戻しを行なったのち、所定の寸法に冷間加工を施したまま、もしくは冷間加工後焼きなまし処理を施す高強度高靭性エアバッグ用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された鋼管は、電縫鋼管としても継目無鋼管としてもよいとしており、エアバッグのアキュムレータ等の用途として、高寸法精度で加工性と溶接性に優れ、かつ高強度、高靭性鋼管を得ることができるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平10−140283号公報
【特許文献２】特開平10−140249 号公報
【特許文献３】特開平10−140250 号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
エアバッグシステムに対して、最近では、さらなる小型化、軽量化が要求され、エアバッグインフレータとして、引張強さ：780MPa以上の高強度を保持することが要求されている。このような高強度のエアバッグインフレータを製造するには、使用するエアバッグインフレータ用鋼管を、冷間引抜きや熱処理等を施したのちに上記した高強度を確保できる、加工性に優れた高強度鋼管とすることが肝要となる。【００１０】
しかしながら、特許文献１〜３に記載された技術は、引張強さ：590MPa級の高強度継目無鋼管の製造を目的としており、エアバッグインフレータ用鋼管として、上記したような更なる高強度化には対応できないという問題がある。【００１１】
また、エアバッグインフレータでは、液圧（水圧）によるバースト試験を実施することが要求される。この液圧（水圧）によるバースト試験では、エアバッグインフレータの管円周方向の強度と延性を評価し、しかも、試験時の割れが脆性割れでは不合格であり、試験時の割れが延性割れであることが要求されている。このため、バースト試験での脆性割れを防止するために、エアバッグインフレータには熱処理を施す必要があり、強度確保の観点から、焼入れ焼戻し処理とするのが一般的である。【００１２】
しかし、焼入れ焼戻し処理を施すことは、工程が複雑となりしかも製造期間が長くなるとともに、インフレータ製造コストの高騰を招くという問題がある。このようなことから、熱処理を施すことなく、あるいは簡易な熱処理を施すだけで、所望の特性を満足できるエアバッグインフレータ用鋼管が要望されている。【００１３】
なお、不活性ガスを充填する方式のエアバッグでは、不活性ガスはインフレータ内に高圧で充填され、充填後はインフレータ内は常時、高圧に保つ必要がある。このため、シーム（継目）の信頼性という観点から、エアバッグ用鋼管としては、もっぱら継目無鋼管が使用されている。しかし、継目無鋼管は高価であり、製造コストの更なる低減という観点から、最近では、電縫鋼管の適用も検討されている。【００１４】
しかし、電縫鋼管の場合、電縫溶接部では溶接時に急熱・急冷されて、母材部に比べて硬質化する。そのために、電縫溶接部のみが局部的に、低温靭性が低下するという問題がある。このような問題に対しては、電縫溶接部のみを局部的に誘導加熱等により熱処理（焼鈍）し、電縫部（溶接部）の硬さを低下させ、母材部の硬さに近づけるポストアニール技術があるが、生産性の低下、製造コストの上昇を招くという問題がある。【００１５】
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、熱処理を施すことなく、あるいは簡易な熱処理を施すだけで、エアバッグインフレータとして、引張強さ：780MPa以上の高強度と、水圧バースト試験等での脆性割れを防止できる高靭性と、さらには口絞り等の厳しい加工にも耐えられる優れた加工性とを有する、エアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、溶接鋼管の強度、靭性、さらには加工性におよぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、炭素含有量を比較的低くし、さらにTiとVを適正範囲で複合含有させて、平均粒径：10μm以下の微細なフェライト相を主相とし、該フェライト相中に、平均粒径10nm以下の微細な炭化物（Ti,V系炭化物）が析出分散した組織を有する溶接鋼管とすることにより、所望の高強度と、母材部に比べて溶接部の硬さが高くならず、溶接部を含めて優れた低温靭性、さらには優れた加工性を兼備する溶接鋼管となり、エアバッグインフレータ用として好適な溶接鋼管であることを知見した。【００１７】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）管状の母材部と、該母材部の軸方向に沿って前記母材部間に形成された溶接部と、を有する溶接鋼管であって、前記母材部が、質量％で、C ：0.02〜0.08％、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、P ：0.1％以下、S ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、N ：0.01％以下、Ti：0.01〜0.20％、V ：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜0.50％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径：10μm以下のフェライト相を面積率で90％以上とし、該フェライト相中に平均粒径10nm以下のTi、V系炭化物が分散した組織と、を有し、引張強さTS：780MPa以上の高強度で、かつ強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上で、ビッカース硬さで前記母材部の硬さと前記溶接部の硬さとの差ΔHVが60ポイント以下で、前記母材部とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部の管周方向の軟化幅Wsが0.05mm以下であるエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、さらに、質量％で、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cu：0.001〜1.0%、Ni：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.05％、W：0.001〜0.05％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
のうちから選ばれた１群または２群を含有するエアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管。
（３）（１）または（２）に記載のエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法であり、鋼管素材を冷間でロール成形してオープン管にし、該オープン管の端面同士を突き合わせてレーザ溶接接合し、前記母材部および前記溶接部を形成するエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
（４）（３）において、前記レーザ溶接接合後に、鋼管に冷間引抜き加工を施すエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記冷間引抜き加工における断面減少率を5〜50％とするエアバックインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記冷間引抜き加工後に、さらに、加熱温度：800℃以下の温度に加熱する焼きなまし処理を施すエアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、熱処理を施すことなく、あるいは簡易な熱処理を施すだけで、エアバッグインフレータとして、引張強さ：780MPa以上の高強度と、水圧バースト試験等での脆性割れを防止できる高靭性と、さらには口絞り等の厳しい加工にも耐えられる優れた加工性とを有する、エアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度溶接鋼管は、エアバッグインフレータ用以外にも、自動車用部材、建築用部材等の使途に好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の溶接鋼管の母材、溶接部および軟化部を説明するための図である。
【図２】本発明の溶接鋼管の製造プロセスの一例を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明の溶接鋼管は、鋼管素材（鋼板）を冷間でロール成形してオープン管とし、該オープン管の端面同士を衝合し溶接接合して製造され、管状の母材部と、該母材部の軸方向（管延設方向）に沿って母材部間に形成された溶接部とを有する。本発明の溶接鋼管の母材部は、質量％で、C：0.02〜0.08％、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01〜0.20％、V：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜0.50％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。ここで、オープン管とは、溶接のためにロール状に形成された鋼管であって、周方向の両端部が離れており、開口部を有する管のことを指す。
【００２１】
まず、本発明の溶接鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、組成に関する質量％は単に％で記す。
【００２２】
C：0.02〜0.08％
Cは、固溶強化、あるいはTiやVと結合し微細な炭化物を形成し析出強化を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得て、所望の組織、高強度を確保するためには、0.02％以上のCの含有を必要とする。C含有量が0.02％未満では、溶接部の結晶粒が粗大化する傾向を示し、低温靭性が低下し、さらに不均一変形の原因となる。一方、0.08％を超えて過剰にCを含有すると、溶接部の硬さが大きく上昇し、溶接部の加工性や低温靭性の低下を招く。このようなことから、Cは0.02〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Cは0.02〜0.07％である。
【００２３】
Si：0.001〜1.0％
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得て所望の高強度を確保するためには、0.001％以上のSiの含有を必要とする。一方、1.0％を超えて過剰に含有すると、溶接性を著しく低下させる。このため、Siは0.001〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Siは0.001〜0.5％である。
【００２４】
Mn：0.1〜2.0％
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得て所望の高強度を確保するためには、0.1％以上のMnの含有を必要とする。0.1％未満では、所望の高強度を確保できなくなる。一方、2.0％を超えて過剰にMnを含有すると、低温靭性を低下させ、溶接性を著しく低下させ、さらには中心偏析起因の欠陥が増加する危険性が増大する。このため、Mnは0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Mnは0.1〜1.5％、さらに好ましくは0.1〜1.0％である。
【００２５】
P：0.1％以下
Pは、強度の増加に有効に寄与する元素であり、強度増加のためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.1％を超えて過剰にPを含有すると、溶接性が顕著に低下する。このようなことから、本発明ではPは0.1％以下に限定した。なお、Pによる強度増加を必要としない場合には、溶接性の観点からPは0.05％以下に限定することが望ましい。この場合、より好ましくは、Pは0.04％以下である。
【００２６】
S：0.01％以下
Sは、鋼中では非金属介在物（硫化物）として存在するが、この非金属介在物を起点として曲げ加工、拡管加工などの成形加工時に、き裂が発生する場合がある。このため、本発明では、Sはできる限り低減することが望ましい。しかし、Sが0.01％以下であれば、その悪影響は少なくなる。このため、Sは0.01％以下に限定した。なお、さらなる加工性の向上を要求される使途では、Sは0.005％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.0010％以下である。
【００２７】
Al：0.01〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上のAlを含有する必要がある。一方、0.1％を超えてAlを含有すると、酸化物系介在物量が増加し清浄度が低下し、延性、靭性が低下する。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは、Alは0.01〜0.05％である。
【００２８】
N：0.01％以下
Nは、Alと結合してAlNとして析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素であり。このような効果を得るためには、0.001％以上のNを含有することが望ましい。一方、0.01％を超えてNを含有すると、延性を低下させる。このため、Nは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは、Nは0.001〜0.006％である。
【００２９】
Ti：0.01〜0.20％
Tiは、Cと結合し微細なTiCとして、鋼中に析出し、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する元素で、本発明において極めて重要な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上のTiの含有を必要とする。一方、0.20％を超える過剰なTiの含有は、酸化物を形成し、電縫溶接性や、延性を低下させる。このため、Tiは0.01〜0.20％に限定した。なお、好ましくは、Tiは0.01〜0.10％である。
【００３０】
V：0.01〜0.50％
Vは、Tiと同様に、Cと結合し微細なVCとして、鋼中に析出し、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する元素で、本発明において極めて重要な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上のVの含有を必要とする。一方、0.50％を超えるVの含有は、延性を低下させるとともに、材料コストの上昇を招く。このため、Vは0.01〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Vは0.01〜0.04％である。
【００３１】
Cr：0.01〜0.50％
Crは、固溶強化を介して鋼の強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上のCrを含有する必要がある。一方、0.50％を超えてCrを含有すると、延性、溶接性、熱間加工性および冷間加工性が低下する。このため、Crは0.01〜0.50％の範囲に限定した。
【００３２】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の組成に加えてさらに、選択元素として必要に応じて、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cu：0.001〜1.0%、Ni：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.05％、W：0.001〜0.05％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
のうちから選ばれた１群または２群を、選択して含有できる。
【００３３】
Ａ群：Cu：0.001〜1.0％、Ni：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.05％、W：0.001〜0.05％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ａ群：Cu、Ni、Nb、W、Moはいずれも、鋼の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３４】
Cu、Ni、Moは、固溶強化を介して鋼の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ、Cu：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Mo：0.01％以上、の含有を必要とする。一方、Cu：1.0％、Ni：1.0％、Mo：1.0％、をそれぞれ超えて含有すると、延性、溶接性、熱間加工性および冷間加工性を低下させるうえ、経済的にも不利になる。このため、Cu、Ni、Moは含有する場合には、Cu：0.001〜1.0％、Ni：0.001〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはCu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％である。
【００３５】
また、Nb、Wは、Cと結合し、NbC、WCとして鋼中に析出し、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、Nb：0.001％以上、W：0.001％以上の含有を必要とする。一方、Nb：0.05％、W：0.05％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、Nb、Wは、含有する場合には、Nb：0.001〜0.05％、W：0.001〜0.05％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはNb：0.001〜0.03％、W：0.001〜0.03％である。
【００３６】
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｂ群：Ca、REMはいずれも、非金属介在物（硫化物）の形態を球状化し、延性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.002％以上、REM：0.002％以上含有することが望ましい。一方、Ca：0.02％、REM：0.02％を超えて過剰に含有すると、非金属介在物が多くなりすぎて清浄度が低下し、かえって延性、靭性を低下させる。このため、Ca、REMは含有する場合には、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下、にそれぞれ限定することが好ましい。なお、Ca、REMの両者を併用する場合には、CaとREMの合計量で、0.03％以下とすることが好ましい。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
【００３８】
また、本発明の溶接鋼管の母材部は、上記した組成を有し、平均粒径：10μm以下のフェライト相を主相とし、該フェライト相中に分散したTi、V系炭化物の平均粒径が10nm以下である組織を有する。
【００３９】
ここでいう「主相」とは、組織全体に対する面積率で90％以上を占有する相をいう。本発明では、平均粒径：10μm以下の微細なフェライト相を主相とする。主相以外の第二相としては、パーライトが例示できる。
【００４０】
また、フェライト相の結晶粒径が10μmを超えて大きくなると、強度、靭性が低下し、所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このため、フェライト相の結晶粒径を平均で10μm以下に限定した。
【００４１】
ここで、本発明では、光学顕微鏡（倍率：400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて、組織を観察して撮像し、画像処理することで、組織の同定と、組織分率および結晶粒径の測定とを行うことができる。また、本発明において、所望の組織は、フェライト相に微細なTi、V系炭化物が均一に分散している組織である。パーライトの生成を抑制するために、C含有量を少なくすると共に、Ti、V系炭化物の粗大化の抑制およびパーライト生成の抑制を実現するために、巻取温度は700℃を超えないように調整することで、上記の所望の組織が得られる。
【００４２】
また、本発明の溶接鋼管の母材部では、上記した微細なフェライト相中に分散したTi、V系炭化物の平均粒径が10nm以下である組織を有する。Ti、V系炭化物の平均粒径が10nmを超えて粗大化すると、析出強化能が低減し、所望の高強度を確保できなくなる。ここでいう「Ti、V系炭化物」は、Tiと、さらにVを含む複合炭化物、すなわち、Ti−V系複合炭化物である。
【００４３】
ここで、本発明では、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により、含まれる元素を同定し、その面積を測定することで、Ti、V系炭化物の平均粒径を測定することができる。また、本発明において、Ti,V系炭化物の平均粒径は、巻取温度を700℃を超えないようにすることにより調整することができる。
【００４４】
これらの複合炭化物はいずれも、微細に析出するため、加工性を低下させることなく、高強度を確保することができる。また、これらの複合炭化物は、熱的にも安定しており、冷間引抜き加工や部品形状に加工したのちに実施される800℃以下の温度に加熱する焼きなましであれば、著しい軟化が生じることはない。また、炭素量を低く制御しているため、溶接部の硬さ上昇が少なく、母材部と溶接部との硬度差を小さくできる。
【００４５】
本発明の溶接鋼管は、母材部が、上記した組成と、上記した組織とを有し、引張強さTS：780MPa以上の高強度で、かつ強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上である。また、母材部とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部の管周方向の軟化幅Wsが0.05mm以下である。これにより、本発明の溶接鋼管は、ビッカース硬さで母材部の硬さと溶接部の硬さとの差ΔHVが60ポイント以下で、管の水圧バースト試験または試験温度：−60℃とした半割り形状の鋼管に高さ：2.0mから5kgfの錘を落下させる落錘試験での破壊形態が延性破壊である。
【００４６】
つぎに、上記した機械的特性の限定理由について、説明する。
【００４７】
引張強さTS：780MPa以上、強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上
溶接鋼管の引張強さTSが780MPa未満では、エアバッグインフレータとして必要な耐圧性を確保することができない。また、TS×Elが15000MPa％未満では、高強度と優れた加工性とを両立させることが難しく、エアバッグインフレータとするために必要な、管先端の口絞り加工などの成形加工を施すことが困難となる。このようなことから、エアバッグインフレータ用溶接鋼管としては、引張強さTS：780MPa以上、強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上を確保する必要がある。
【００４８】
ここで、本発明では、製品管（溶接鋼管）から、管長手方向が引張方向となるように、JIS Z 2241の規定に準拠してJIS 12A号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施して、引張強さTSおよび伸びElを測定することができる。また、本発明において、所望の引張強さTSは、Ti含有量およびV含有量を最適化すると共に、巻取温度を700℃以下とし、平均粒径が10nm以下のTi、V系炭化物を均一に分散させることで得られる。また、所望の伸びElは、C含有量を抑制すると共に、巻取温度を700℃以下とし、パーライトの生成を抑制し、フェライト相を主相とすることで得られる。
【００４９】
母材部硬さと溶接部硬さとの差ΔHV：60ポイント以下
溶接部が母材部に比較して硬いと、すなわち、母材部硬さと溶接部硬さとの差が大きくなると、管の成形加工に際し、悪影響を及ぼすとともに、溶接部の低温靭性が低下し、エアバッグインフレータとしての機能低下を招く可能性がある。このため、ビッカース硬さHVで、母材部の硬さと溶接部の硬さとの差ΔHVを60ポイント以下とする必要がある。なお、母材部の硬さは、溶接熱影響のない領域での平均硬さHVmとする。ここで、溶接熱影響のない溶接部から管の周方向に10nm以上離れた位置において硬さを5点測定し、その平均値を平均硬さHVmとすることができる。また、溶接部の硬さは、溶接部の最高硬さHVmaxまたは溶接部の最低硬さHVminとし、母材部の硬さと溶接部の硬さとの差ΔHVは、ΔHV＝|HVmax−HVm|またはΔHV＝|HVm−HVmin|とし、いずれも60ポイント以下に限定する。
【００５０】
なお、引張強さTSが780MPa以上980MPa未満の場合には、ΔHVは30ポイント以下とすることが好ましく、引張強さTSが980MPa以上の場合には、ΔHVは60ポイント以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、ビッカース硬さHVは、ビッカース硬度計（試験力：4.9Ｎ）で、溶接部中心から両側に各々5mmの範囲で周方向に0.2mmピッチで測定することができる。また、本発明において、所望のビッカース硬さHVを調整するためには、C含有量を抑制し、フェライトを主相とする組織とし、溶接部での硬質化を抑制すること、および、入熱量を小さくし、加熱幅を狭く抑えることが可能なレーザでの溶接により、加熱による溶接部の軟化を抑制することが挙げられる。
【００５２】
母材部とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部の管周方向の軟化幅Wsが0.05mm以下
軟化部の説明のために図１を参照する。図１は、本発明の溶接鋼管３の母材３１、溶接部３２および軟化部３３を説明するための図である。図１に示すように、本発明の溶接鋼管３は、母材３１と溶接部３２とを有する。図１中、（ｘ）は、溶接鋼管３のビッカース硬さの管周方向のばらつきを概念的に示したものである。溶接鋼管３は、軟化部３３を有し、軟化部３３とは、母材部３１とのビッカース硬さとの差△HV´が30ポイント以上となる領域のことを指す。
【００５３】
溶接部３２周辺に形成される軟化部３３において軟化幅Wsが0.05mm超えであると、本発明で用いる鋼のようなナノメータスケールの超微細な炭化物を分散させた析出強化型の鋼において、溶接する場合に、溶接部３２の炭化物が粗大化して強度の低下が発生し、特に、エアバック用ボトルで所望の強度が得られなくなる。そのため、本発明では、軟化幅Wsは0.05mm以下とする。なお、軟化幅Wsとは、母材部３１とのビッカース硬さとの差△HV´が30ポイント以上となる軟化部３３の管周方向の幅のことを指す。なお、以下、図面を参照する場合を除いて、溶接鋼管、母材、溶接部、軟化部の符号は省略する。
【００５４】
なお、本発明において、所望の軟化幅Wsは、レーザ溶接によりオープン管の端面同士を衝合して接合することにより0.05mm以下に調整することができる。
【００５５】
水圧バースト試験および落錘試験での破壊形態：延性破壊
水圧バースト試験は、ハイドロフォーム試験装置を用いて、水圧を増加して溶接鋼管をバーストさせる試験とする。試験後、その破面を観察し、脆性破面がない場合（延性破壊のみである場合）を合格とする。
【００５６】
また、落錘試験は、溶接鋼管を半円状半割りにし、半割り形状の試験鋼管の内表面側の上部で管長手方向に、深さ0.5mmのＶノッチを導入した試験鋼管を使用する。Ｖノッチは45°、先端半径：0.25mmとする。半割り形状の試験鋼管を試験温度：−60℃に冷却したのち、上に凸となるように配置し、そのうえに、高さ：2.0mから重錘（5kgf）を落下させる。試験後、破面を観察し、脆性破面がない場合を合格とする。
【００５７】
上記した試験で、破面が延性であれば、エアバッグインフレータとして、所望の耐圧性、高靭性を保持していることになる。
【００５８】
なお、上記した溶接鋼管は、少なくとも１回の冷間引抜き加工を施され、さらに必要に応じて中間熱処理を実施し、さらに管先端部の口絞り加工等の成形加工を施されてエアバッグインフレータとされる。
【００５９】
そのため、上記した溶接鋼管に冷間引抜き加工を施したのちにも、上記した機械的特性も満足する必要がある。なお、冷間引抜き加工として、通常、断面減少率：5〜50％以下までの冷間引抜き加工が施される。エアバッグインフレータ用としては、断面減少率：5〜50％の冷間引抜き加工を施したのちに、上記した機械的特性を満足する必要がある。なお、ここで、冷間引抜き加工とは、大きな外径の鋼管から小さな外径の鋼管に常温のまま引き伸ばす加工のことを指し、鋼管の寸法精度を向上させること、表面肌を滑らかに改善すること、および強度を上昇させることを実現できる。
【００６０】
つぎに、本発明の溶接鋼管の好ましい製造方法について説明する。
【００６１】
図２は、本発明の溶接鋼管３の製造プロセスの一例を示す説明図である。図２に示すように、本発明の溶接鋼管３の製造方法としては、まず、成形機１１を用い、鋼管素材（鋼板）１を冷間でロール成形してオープン管２とする（ステップＳ１）。次いで、オープン管２は、ガイドロール１４およびスクイズロール１３によって矢印Ｆの方向に移動する（ステップＳ２）。そして、該オープン管２の端面同士をスクイズロール１３で衝合し、コンタクトチップ１２の誘導加熱等により衝合部を融点以上に加熱し、レーザ照射１５によりレーザ溶接接合する（ステップＳ２）。このようにして、本発明の溶接鋼管３が得られる（ステップＳ３）。この溶接鋼管３は、図１に示すように、管状の母材部３１と、該母材部３１の軸方向（管延設方向）に沿って母材部３１間に形成された溶接部３２とを有し、常用の溶接鋼管の製造方法がいずれも適用できる。また、本発明の溶接鋼管３では、母材部３１とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部３１０の管周方向の軟化幅Wsが0.05mm以下となる。なお、以下では符号は省略する。
【００６２】
ここで、本発明の溶接鋼管では、レーザ溶接によりオープン管の端面同士を接合して、母材部と溶接部とを形成する。溶接方法として、レーザ溶接を適用することにより、溶接部の軟化幅Wsを0.05mm以下として、溶接部の強度低下を抑制することができる。
【００６３】
レーザ溶接の条件は、特に限定されないが、レーザ照射による軟化幅を所望の範囲に抑えるためには、焦点径を絞り、エネルギー効率を上げることが望ましい。そのためには、焦点径は0.3〜0.7mm、エネルギー密度は5〜15kWとすることが好ましい。また、溶接速度が遅いと、加熱幅が広くなりやすいため、溶接速度は5〜20m/minとすることが好ましい。
【００６４】
エアバッグインフレータ用溶接鋼管としては、上記した常用の製造方法で製造された溶接鋼管にさらに、冷間引抜き加工を施し、製品管とする。製品管とするための冷間引抜き加工としては、所望寸法の溶接鋼管とすることができればよく、とくに限定する必要はないが、寸法精度を確保するという観点から、少なくとも断面減少率：5〜50％となる冷間引抜き加工を１回施すことが好ましい。
【００６５】
本発明では、上記の冷間引抜き加工後、鋼管を加熱温度：800℃以下の温度に加熱する焼きなまし処理を施してもよい。この焼きなまし処理を施すことで、鋼管の加工性および靭性を向上させることができる。
【００６６】
なお、鋼管素材として使用する鋼板は、上記した組成、組織を有する鋼板であればよく、熱延鋼板、あるいは熱延鋼板に焼鈍を施した焼鈍済み冷延鋼板がいずれも好適である。
【００６７】
まず、鋼管素材として使用する熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。なお、本発明ではこれに限定されないことは言うまでもない。
【００６８】
上記した組成を有する鋼素材に、加熱し熱間圧延を行う熱延工程を施して、熱延鋼板とする。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、転炉等の常用の溶製方法で、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、鋳片をさらに熱間圧延して所定寸法形状の鋼片とし、鋼素材としてもなんら問題はない。
【００６９】
上記した組成を有する鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1100〜1350℃とし、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度を850℃以上950℃未満とし、巻き取りの巻取温度を500〜700℃とすることが好ましい。
【００７０】
加熱温度：1100〜1350℃
熱間圧延に先立ち、鋼素材を、加熱し実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。そのため、鋼素材の加熱温度は1100〜1350℃とすることが好ましい。加熱温度が1100℃未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却、巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減少し、最終的に得られる熱延鋼板の強度、ひいては溶接鋼管の強度が著しく低下する。一方、1350℃を超えて高温となると、スケール生成量が増加し、歩留りの低下や、スケール噛み込みによる鋼板表面性状の悪化が懸念される。このため、加熱温度は1100〜1350℃の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1100〜1250℃である。
【００７１】
仕上圧延終了温度：850℃以上950℃未満
仕上圧延終了温度が850℃未満では、仕上圧延中に実質的にフェライト変態が開始して、フェライト粒が伸展され、さらに部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、所望の微細なフェライト相を主相とする組織を確保できなくなる。一方、950℃以上では、鋼板の表面性状が低下する。このため、仕上圧延終了温度は850℃以上950℃未満とすることが好ましい。
【００７２】
巻取温度：500〜700℃
巻取温度が500℃未満では十分な量の微細炭化物を得ることができず、鋼板強度が低下する。一方、巻取温度が700℃を超えて高温となると、析出した炭化物が粗大化するため、鋼板強度が低下する。このため、巻取温度は500〜700℃とすることが好ましい。巻取温度は、より好ましくは650℃以下である。
【００７３】
このように、組成および製造条件を適正に調整することにより、上記したような、組織、すなわち、平均粒径：10μm以下のフェライト相を主相とし、該フェライト相中に平均粒径10nm以下のTi、V系炭化物が分散した組織、を有する熱延鋼板とすることができる。なお、本発明では、上記した製造条件に限定されないことは言うまでもない。
【実施例】
【００７４】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。【００７５】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）（肉厚：200mm）とした。得られた鋼素材に、表２に示す加熱温度に加熱し、表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱間圧延（仕上圧延）終了後、表２に示す条件で冷却を施し、表２に示す巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。【００７６】
これら熱延鋼板を、鋼管素材とし、該鋼管素材に、冷間でロール成形しオープン管としたのち、該オープン管の端面同士を衝合し、誘導加熱により融点以上に加熱して、レーザ溶接接合して溶接鋼管（外径：70.0mmφ）（製品管）とした。なお、鋼管No.18については、さらに冷間引抜き加工（断面減少率：13.7％）を施して、製品管（φ67×ｔ1.8mm）とした。【００７７】
得られた製品管から、試験片を採取して、組織観察試験、引張試験、溶接部硬さ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。【００７８】
（１）組織観察試験
得られた製品管（溶接鋼管）の母材部から、管軸方向に直交する断面（Ｃ断面）が観察面となるように組織観察用試験片を採取し、観察面を研磨、腐食（ナイタール液腐食）して、光学顕微鏡（倍率：400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて、組織を観察し、撮像した。なお、撮像は各10視野以上とした。得られた組織写真について、画像処理して、組織の同定、組織分率および結晶粒径を、求めた。なお、フェライト相の平均粒径は、フェライト相各粒の面積を測定し、円相当直径に換算して、各粒の直径とし、それらを平均して当該鋼管のフェライト相の平均粒径とした。【００７９】
また、得られた製品管（溶接鋼管）の母材部から、肉厚方向中央位置が観察面となるように、薄膜用試料を採取し、機械研磨、電解研磨を行って、薄膜とし、透過型電子顕微鏡（倍率：500,000倍）を用いて、析出物の種類の同定、析出物の大きさ（粒径）を測定した。析出物の種類は、搭載されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により、含まれる元素を同定して、Ti,V系炭化物を判定した。また、析出物の粒径は、各析出物の面積を測定し、該面積から円相当径を算出し、各析出物の粒径とし、算術平均して当該鋼管の析出物の平均粒径とした。【００８０】
（２）引張試験
得られた製品管（溶接鋼管）から、管長手方向が引張方向となるように、JIS Z 2241の規定に準拠してJIS 12A号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。【００８１】
（３）溶接部硬さ試験
得られた製品管（溶接鋼管）から、管長手方向と直交する断面が測定面となるように、母材部および溶接部を含む硬さ試験片を採取し、研磨して、ビッカース硬度計（試験力：4.9Ｎ）で、溶接部中心から両側に各々5mmの範囲で円周方向に0.2mmピッチで、ビッカース硬さHVを測定した。そして、溶接熱影響のない範囲の平均硬さ（母材部硬さ）HVmと、溶接部の最高硬さHVmax、最低硬さHVminを求め、母材部硬さと溶接部硬さの差ΔHVを算出した。なお、ΔHVは、次式
ΔHV＝｜HVmax−HVm｜、または、ΔHV＝｜HVm−HVmin｜
を用いて算出した。【００８２】
また、得られた製品管（溶接鋼管）から試験材（鋼管）を採取し、水圧バースト試験、落錘試験を実施し、耐圧性、靭性を評価した。試験方法はつぎの通りとした。【００８３】
（４）水圧バースト試験
得られた製品管（溶接鋼管）から試験材（鋼管）(長さ：600mm)を採取した。得られた試験片（鋼管）の両端に100mm幅の拡管防止のためのスリーブをかぶせ、試験の有効長さを400mmに調整した。さらに、試験材（鋼管）の一端に中実の閉鎖部材を溶接で取付け、他端に高圧ホースが貫通する閉鎖部材を溶接で取付けた。得られた試験材（鋼管）をハイドロフォーム試験装置に装着して、高圧ホースを介して水を管内に注入して内圧を高め、バースト（破断）させる水圧バースト試験を実施した。破断後、破面を観察し脆性破壊の有無を調査した。なお、試験材は３個（繰り返し数：３）とし、３回の試験で全く脆性破壊が生じない場合を○とし、全てで脆性破壊が生じた場合を×、それ以外を△として、評価した。【００８４】
（５）落錘試験
得られた製品管（溶接鋼管）から試験材（鋼管）を採取し、半円状半割りにして、内表面側の上部で管長方向に、深さ：0.5mmのＶノッチを導入し、試験片とした。なお、Ｖノッチは、45°、先端半径R0.25mmとした。半円状半割り形状の試験片を、試験温度：−60℃に冷却したのち、上に凸となるように配置し、その上に重錘（５kg）を高さ2.0 mから落下させる落錘試験を実施した。なお、試験材は３個（繰り返し数：３）とした。試験後、目視で破面を観察し脆性破壊の有無を調査した。３回の試験で脆性破壊が全く生じない場合を○とし、全てで脆性破壊が生じた場合を×とし、それ以外を△として評価した。【００８５】
また、得られた製品管（溶接鋼管）から試験材（鋼管）を採取し、へら絞り試験を実施し、加工性を評価した。試験方法はつぎの通りとした。【００８６】
（６）へら絞り加工
得られた製品管（溶接鋼管）から試験材（鋼管）を採取し、へら絞り加工を行った。へら絞り加工は、管端を外径50mmまでに縮径する加工とした。加工後、目視で加工部の割れを観察した。割れ発生のない場合を○、割れが発生した場合を×とした。【００８７】
得られた結果を表３に示す。【００８８】
【表１】
0005979334.tif 000002
【００８９】
【表２】
0005979334.tif 000003
【００９０】
【表３】
0005979334.tif 000004
【００９１】
本発明例はいずれも、引張強さ：780MPa以上の高強度と、水圧バースト試験において脆性破面の発生がなくまた、試験温度：−60℃における落錘試験において脆性破面の発生がなく耐圧性、靭性に優れ、また、へら絞り加工試験において割れの発生が認められず加工性に優れた、溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、母材部と溶接部の硬さ差が少なく、靭性、加工性に優れた溶接鋼管となっている。なお、本発明例は、冷間引抜き加工を施したのちにも、耐圧性、靭性、加工性のいずれにも優れた溶接鋼管となっている。【００９２】
一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が所望の高強度を満足していないか、落錘試験において脆性破面が生成し靭性が低下しているか、あるいは、水圧バースト試験において破面に脆性破面が認められ、耐圧性、靭性が低下している。また、比較例は、母材部と溶接部の硬さ差が大きく、靭性、加工性が低下した溶接鋼管となっており、エアバッグインフレータ用として十分な特性を確保できていない。
【符号の説明】
【００９３】
１  鋼管素材
２  オープン管
３  溶接鋼管
１１  成形機
１２  コンタクトチップ
１３  スクイズロール
１４  ガイドロール
１５  レーザ照射
３１  母材
３２  溶接部
３３  軟化部
【要約】
高靭性および加工性を有するエアバッグインフレータ用高強度溶接鋼管を提供する。
母材部が、質量％で、C：0.02〜0.08％、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、P：0.1％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.01〜0.20％、V：0.01〜0.50％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径：10μm以下のフェライト相を面積率で90％以上とし、該フェライト相中に平均粒径が10nm以下のTi、V系炭化物が分散した組織とを有し、引張強さTS：780MPa以上の高強度で、かつ強度−伸びバランスTS×El：15000MPa％以上で、ビッカース硬さで前記母材部の硬さと前記溶接部の硬さとの差ΔHVが60ポイント以下で、母材部とのビッカース硬さの差が30ポイント以上となる軟化部の周方向の軟化幅Wsを0.05mm以下とする。【図１】
0005979334.tif 000005
【図２】
0005979334.tif 000006