(57)【要約】  鋼管が、本質的に、重量で、約０．０６％〜約０．１８％の炭素、約０．３％〜約１．５％のマンガン、約０．０５％〜約〜０．５％のケイ素、約０．０１５％までの硫黄、約０．０２５％までのリン並びに少なくとも１種の次の元素：約０．３０％までのバナジウム、約０．１０％までのアルミニウム、約０．０６％までのニオブ、約１％までのクロム、約０．７０％までのニッケル、約０．７０％までのモリブデン、約０．３５％までの銅、約０．１５％まで残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、特に、保存ガスの空気ポンプの圧力容器のための低炭素合金鋼管及びその製法。毎秒約１００℃の高い加熱速度後、毎秒約１００℃の冷却速度で水基剤急冷溶液中で鋼管を急速に、完全に急冷する。鋼は少なくとも約１４５ｋｓｉ、そして２２０ｋｓｉのような高い引っ張り強さを有し、−１００℃のような低温で延性の動きを示す。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
本質的に、重量で、約０．０６％〜約０．１８％の炭素、約０．５％〜約１．５％のマンガン、約０．１％〜約〜０．５％のケイ素、約０．０１５％までの硫黄、約０．０２５％までのリン、約０．５０％までのニッケル、約０．１％〜約１．０％のクロム、約０．１％〜約１．０％のモリブデン、約０．０１％〜約０．１０％のバナジウム、約０．０１％〜約０．１０％のチタン、約０．０５％〜約０．３５％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留（ｒｅｓｉｄｕａｌ）元素並びに残余の（ｂａｌａｎｃｅ）鉄及び偶発的不純物よりなる、低炭素合金鋼管であって、
鋼管が少なくとも約１４５ｋｓｉの引っ張り強さを有し、そして−６０℃未満の、延性から脆性への転移温度を有する、低炭素合金鋼管。
【請求項２】
鋼管が、本質的に、重量で、約０．０７％〜約０．１２％の炭素、約１．００％〜約１．４０％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．０１０％までの硫黄、約０．０１５％までのリン、約０．２０％までのニッケル、約０．５５％〜約０．８０％のクロム、約０．３０％〜約０．５０％のモリブデン、約０．０１％〜約０．０７％のバナジウム、約０．０１％〜約０．０５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項３】
鋼管が、本質的に、重量で、約０．０８％〜約０．１１％の炭素、約１．０３％〜約１．１８％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．００３％までの硫黄、約０．０１２％までのリン、約０．１０％までのニッケル、約０．６３％〜約０．７３％のクロム、約０．４０％〜約０．４５％のモリブデン、約０．０３％〜約０．０５％のバナジウム、約０．０２５％〜約０．０３５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項４】
鋼管が少なくとも約１２５ｋｓｉの耐力を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項５】
鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの耐力を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項６】
鋼管が少なくとも約９％の破断点伸び（ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ  ａｔ  ｂｒｅａｋ）を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項７】
鋼管が約４０ＨＲＣ以下の硬度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項８】
鋼管が約３７ＨＲＣ以下の硬度を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項９】
鋼管が、炭素当量が式：Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５：に従って決定される、約０．６３％未満の炭素当量を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項１０】
鋼管が約０．６０％未満の炭素当量を有する、請求項９の低炭素合金鋼管。
【請求項１１】
鋼管が約０．５６％未満の炭素当量を有する、請求項９の低炭素合金鋼管。
【請求項１２】
鋼管が、ＡＳＴＭ  Ｅ４５  Ｓｔａｎｄａｒｄ−Ｗｏｒｓｔ  Ｆｉｅｌｄ法（方法Ａ）に従って測定される、レベル２以下−薄いシリーズ−及びレベル１以下―濃いシリーズ―の最大微量包含物（ｍｉｃｒｏｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）を含有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項１３】
鋼管が以下：
【表１】
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のような，ＡＳＴＭ  Ｅ４５  Ｓｔａｎｄａｒｄ−Ｗｏｒｓｔ  Ｆｉｅｌｄ法（方法Ａ）に従って測定される最大微量包含物を含有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項１４】
３０μｍ以下のサイズの大形（ｏｖｅｒｓｉｚｅ）包含物含量が得られる、請求項１３の低炭素合金鋼管。
【請求項１５】
総酸素含量が２０ｐｐｍに限定される、請求項１４の低炭素合金鋼管。
【請求項１６】
管が継目なしの形状（ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ）を有する、請求項１の低炭素合金鋼管。
【請求項１７】
請求項１の低炭素合金鋼管を含んでなる、保存ガスの空気ポンプの圧力容器。
【請求項１８】
請求項１の低炭素合金鋼管を含んでなる、自動車のエアバッグの空気ポンプ。
【請求項１９】
本質的に、重量で、約０．０８％〜約０．１１％の炭素、約１．０３％〜約１．１８％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．００３％までの硫黄、約０．０１２％までのリン、約０．１０％までのニッケル、約０．６３％〜約０．７３％のクロム、約０．４０％〜約０．４５％のモリブデン、約０．０３％〜約０．０５％のバナジウム、約０．０２５％〜約０．０３５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、低炭素合金鋼管であって、鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの耐力、少なくとも約１４５ｋｓｉの引っ張り強さ、少なくとも約９％の破断点伸び、約３７ＨＲＣ以下の硬度を有し、そして−６０℃未満の延性から脆性への転移温度を有する、低炭素合金鋼管。
【請求項２０】
管が継目なしの形状を有する、請求項１９の低炭素合金鋼管。
【請求項２１】
請求項１９の低炭素合金鋼管を含んでなる、保存ガスの空気ポンプの圧力容器。
【請求項２２】
請求項１９の低炭素合金鋼管を含んでなる、自動車のエアバッグの空気ポンプ。
【請求項２３】
以下の工程：本質的に、重量で、約０．０６％〜約０．１８％の炭素、約０．５％〜約１．５％のマンガン、約０．１％〜約〜０．５％のケイ素、約０．０１５％までの硫黄、約０．０２５％までのリン、約０．５０％までのニッケル、約０．１％〜約１．０％のクロム、約０．１％〜約１．０％のモリブデン、約０．０１％〜約０．１０％のバナジウム、約０．０１％〜約０．１０％のチタン、約０．０５％〜約０．３５％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる鋼材料からある長さの管を製造し；鋼管を冷間引き抜き法にかけて所望のディメンションを得；毎秒少なくとも約１００℃の加熱速度で、少なくともＡｃ３の温度まで誘導タイプのオーステナイト化炉内で冷間引き抜き鋼管を加熱することによりオーステナイト化させ；加熱工程後に、毎秒少なくとも約１００℃の冷却速度で、管がほぼ外界温度に到達するまで急冷液中で鋼管を急冷し；そして急冷工程後に、Ａｃ１未満の温度で約２〜３０分間鋼管を焼き戻す工程；を含んでなる、保存ガスの空気ポンプの圧力容器のための、ある長さの鋼管の製法。
【請求項２４】
生成される鋼管が、本質的に、重量で、約０．０７％〜約０．１２％の炭素、約１．００％〜約１．４０％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．０１０％までの硫黄、約０．０１５％までのリン、約０．２０％までのニッケル、約０．５５％〜約０．８０％のクロム、約０．３０％〜約０．５０％のモリブデン、約０．０１％〜約０．０７％のバナジウム、約０．０１％〜約０．０５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、請求項２３の方法。
【請求項２５】
生成される鋼管が、本質的に、重量で、約０．０８％〜約０．１１％の炭素、約１．０３％〜約１．１８％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．００３％までの硫黄、約０．０１２％までのリン、約０．１０％までのニッケル、約０．６３％〜約０．７３％のクロム、約０．４０％〜約０．４５％のモリブデン、約０．０３％〜約０．０５％のバナジウム、約０．０２５％〜約０．０３５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる、請求項２３の方法。
【請求項２６】
完成鋼管が少なくとも約１２５ｋｓｉの耐力を有する、請求項２３の方法。
【請求項２７】
完成鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの耐力を有する、請求項２３の方法。
【請求項２８】
完成鋼管が少なくとも約１４５ｋｓｉの引っ張り強さを有する、請求項２３の方法。
【請求項２９】
完成鋼管が少なくとも約９％の破断点伸びを有する、請求項２３の方法。
【請求項３０】
完成鋼管が約４０ＨＲＣ以下の硬度を有する、請求項２３の方法。
【請求項３１】
完成鋼管が約３７ＨＲＣ以下の硬度を有する、請求項２３の方法。
【請求項３２】
完成硬度が−６０℃未満の延性から脆性への転移温度を有する、請求項２３の方法。
【請求項３３】
オーステナイト化の加熱工程において、鋼管が約９２０〜１０５０℃の間の温度に加熱される、請求項２３の方法。
【請求項３４】
オーステナイト化の加熱工程において、鋼管が毎秒少なくとも約２００℃の速度で加熱される、請求項３３の方法。
【請求項３５】
急冷工程において鋼管が毎秒少なくとも約２００℃の速度で冷却される、請求項２３の方法。
【請求項３６】
焼き戻し工程において鋼管が約４００〜６００℃の間の温度で焼き戻される、請求項２３の方法。
【請求項３７】
焼き戻し工程において、鋼管が約４〜２０分間焼き戻される、請求項３６の方法。
【請求項３８】
焼き戻された鋼管が酸洗いされ（ｐｉｃｋｌｅｄ）、リン酸化され、そして油処理される仕上げ工程を更に含んでなる、請求項２３の方法。
【請求項３９】
以下の工程：本質的に、重量で、約０．０８％〜約０．１１％の炭素、約１．０３％〜約１．１８％のマンガン、約０．１５％〜約〜０．３５％のケイ素、約０．００３％までの硫黄、約０．０１２％までのリン、約０．１０％までのニッケル、約０．６３％〜約０．７３％のクロム、約０．４０％〜約０．４５％のモリブデン、約０．０３％〜約０．０５％のバナジウム、約０．０２５％〜約０．０３５％のチタン、約０．１５％〜約０．３０％の銅、約０．０１０％〜約０．０５０％のアルミニウム、約０．０５％までのニオブ、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる鋼材料からある長さの管を製造し；鋼管を冷間引き抜き法にかけて、所望のディメンションを得；毎秒少くとも約２００℃の加熱速度で、約９２０〜１０５０℃間の温度に、誘導タイプのオーステナイト化炉内で冷間引き抜き鋼管を加熱することによりオーステナイト化させ；加熱工程後に、毎秒少なくとも約２００℃の冷却速度で管がほぼ外界温度に到達するまで水基剤の急冷溶液中で鋼管を急冷し；そして急冷工程後に、鋼管を約４５０〜５５０℃の間の温度で約４〜２０分間焼き戻す工程、焼き戻した鋼管を酸洗いし、リン酸化し、そして油で処理する仕上げ工程を含んでなり、そこで完成鋼管が少なくとも約１３５ｋｓｉの耐力、少なくとも約１４５ｋｓｉの引っ張り強さ、少なくとも９％の破断点伸び、約３７ＨＲＣ以下の硬度、−６０℃未満の延性から脆性への転移温度及び良好な表面外観を有する、保存ガスの空気ポンプの圧力容器のためのある長さの鋼管を製造する方法。
【請求項４０】
以下の工程：本質的に、重量で、約０．０６％〜約０．１８％の炭素、約０．３％〜約１．５％のマンガン、約０．０５％〜約〜０．５％のケイ素、約０．０１５％までの硫黄、約０．０２５％までのリン並びに少なくとも１種の次の元素：約０．３０％までのバナジウム、約０．１０％までのアルミニウム、約０．０６％までのニオブ、約１％までのクロム、約０．７０％までのニッケル、約０．７０％までのモリブデン、約０．３５％までの銅、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる鋼材料から、ある長さの管を製造し；鋼管を冷間引き抜き法にかけて、所望のディメンションを得；冷間引き抜き鋼管を、毎秒少なくとも約１００℃の加熱速度で、少なくともＡｃ３の温度に、誘導タイプのオーステナイト化炉内で加熱することによりオーステナイト化させ；加熱工程後に、鋼管を、毎秒少なくとも約１００℃の冷却速度で、管がほぼ外界温度に到達するまで急冷液中で急冷する工程を含んでなり、ここで鋼管が少なくとも約１４５ｋｓｉの引っ張り強さを有し、そして−６０℃未満の延性から脆性への転移温度を有する、保存ガスの空気ポンプの圧力容器のための、ある長さの鋼管を製造する方法。
【請求項４１】
生成される鋼管が本質的に、重量で、約０．０７％〜約０．１２％の炭素、約０．６０％〜約１．４０％のマンガン、約０．０５％〜約〜０．４０％のケイ素、約０．０１０％までの硫黄、約０．０２％までのリン並びに少なくとも１種の次の元素：約０．２０％までのバナジウム、約０．０７％までのアルミニウム、約０．０４％までのニオブ、約０．８％までのクロム、約０．５０％までのニッケル、約０．５０％までのモリブデン、約０．３５％までの銅、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなり、そこで鋼管が少なくとも約１６０ｋｓｉの引っ張り強さを有し、そして−６０℃未満の延性から脆性への転移温度を有する、請求項４０の方法。
【請求項４２】
鋼管が約０．５２％未満の炭素当量を有し、その炭素当量が式：
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５：
に従って決定される、請求項４０の方法。
【請求項４３】
鋼管が約０．４８％未満の炭素当量を有し、その炭素当量が式：
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５：
に従って決定される、請求項４１の方法。
【請求項４４】
完成鋼管が少なくとも約９％の破断点伸びを有する、請求項４０の方法。
【請求項４５】
オーステナイト化加熱工程において、鋼管が約８６０〜１０５０℃の間の温度に加熱される、請求項４０の方法。
【請求項４６】
オーステナイト化加熱工程において、鋼管が毎秒少なくとも約２００℃の速度で加熱される、請求項４０の方法。
【請求項４７】
急冷工程において、鋼管が毎秒少なくとも約２００℃の速度で冷却される、請求項４０の方法。
【請求項４８】
以下の工程：本質的に、重量で、約０．０７％〜約０．１２％の炭素、約０．６０％〜約１．４０％のマンガン、約０．０５％〜約〜０．４０％のケイ素、約０．０１０％までの硫黄、約０．０２％までのリン、最大０．２０％のバナジウム、約０．０７％までのアルミニウム、約０．０４％までのニオブ、約０．８％までのクロム、約０．５０％までのニッケル、約０．５０％までのモリブデン、約０．３５％までの銅、約０．１５％までの残留元素並びに残余の鉄及び偶発的不純物よりなる鋼材料から、ある長さの管を生成し；鋼管を冷間引き抜き法にかけて、所望のディメンションを得；冷間引き抜き鋼管を、毎秒少なくとも約２００℃の加熱速度で、約８６０〜１０５０℃の間の温度に、誘導タイプのオーステナイト化炉内で加熱することによりオーステナイト化させ；加熱工程後に、鋼管を、毎秒少なくとも約２００℃の冷却速度で水基剤の急冷溶液中で急冷する工程を含んでなり、そこで完成鋼管が少なくとも約１６０ｋｓｉの引っ張り強さ、少なくとも約９％の破断点伸び及び−６０℃未満、そして好ましくは１００℃未満の延性から脆性への転移温度を有する、保存ガスの空気ポンプの圧力容器のための、ある長さの鋼管を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【関連出願の相互参照】
【０００１】
本ＰＣＴ出願は、２００６年４月３日出願の米国特許非仮出願第１１／３９５，３２２号明細書の優先権を請求する。
【技術分野】
【０００２】
本発明は、低温で超高度な強度及び優れた靭性を有する低炭素合金鋼管並びに更にそのような鋼管を製造する方法を対象とする。鋼管は、その一例が自動車のエアバッグの空気ポンプである、自動車の抑制システムの容器のための構成部品を製造するために特に適する。
【０００３】
更に、製造経費を低下させるために、低炭素、低合金カテゴリー及び異なる熱処理法における代りの鋼組成物が開発され、試験された。
【背景技術】
【０００４】
特許文献１及び特許文献２は、自動車のエアバッグの空気ポンプに有用である考えられる鋼化学を一般的な用語で説明している（特許文献１、２参照）。これらの文献は最終条件として、熱処理の不在、応力の除去及び焼きなまし又は急冷及び焼き戻しを挙げている。これらの刊行物は熱処理工程として急冷のみの可能性を言及してはいない。請求項には機械的性質が言及されていない。種々の実施例において、実施例＃２１においてのみ、鋼が急冷され、焼き戻されているが、報告されたＵＴＳは６８６ＭＰａ（９９ｋｓｉ）のみである。実施例＃２６中の最高の記載された機械的性質ですら、８６３ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）の最大ＵＴＳを伴って、比較的低い。従って、これらの刊行物は比較的低い等級を対象とする（意図された目標は５９０ＭＰａ（８６ｋｓｉ）である）。更に、これらの刊行物は−４０℃における偏平化落錘（ＤＷ）タイプの試験により、低温で延性を示す。低温で延性を示すための現在認可された試験は破裂（ｂｕｒｓｔ）試験であり、それは脆性を示すのにより有効である。ＤＷ試験後に延性であると主張されている、これらの文献中に示された大部分の実施例は実際、破裂試験において低温で延性の動きを示さず、従って政府の規制（例えば米国のＤＯＴ）に対する準拠の不在のために、特定のエアバッグの空気ポンプの適用に適さないであろうと考えられる。
【０００５】
特許文献３は電気的抵抗溶接管（ＥＲＷ法）を製造する際の使用のための鋼のみを対象とすると云われる（特許文献３参照）。該請求項は、ＥＲＷ法の種々のアスペクト並びに焼きなまし又は急冷及び焼き戻しのための場合による熱処理、場合による、隠された（ｕｌｔｅｒｉｏｒ）冷間引き抜き法（ｄｒａｗｉｎｇ）、場合による隠された熱処理（焼きなまし又は急冷及び焼き戻し）を明記している。この文献は２種の、異なる、非常に一般的な鋼化学のみを扱っており、その１つは低炭素鋼であり、他方は種々の合金元素における一般的な制約を記載している。この文献は急冷熱処理のみの可能性を示唆してはいない。種々の実施例が急冷及び焼き戻し材料に与えられているが、得られた機械的性質は比較的低い。達成された最大の結果は急冷及び焼き戻し試験＃１８における８５２ＭＰａ（１２３ｋｓｉ）である。
【０００６】
スミトモにより特許文献１、２、３それぞれに示された鋼「化学」並びに後に特許文献４中に特定された化学又は特許文献５として発行された継続文献は、実際、１９９０年より以前の昔から、米国で製造、販売されたようなＳＡＥ  １０１０の全般的目的の鋼を包含するような広範囲を伴う鋼を規定している（特許文献１、２、３、４、５、参照）。出願者は数年間にわたり、近代の技術により製造されたＳＡＥ  １０１０鋼等級は、前記出願に記載されたように、通常、Ｐの量が０．０２５未満であり、Ｓの量が０．０１未満であろうことを補償することを知っている。
【０００７】
エアバッグの適用のための鋼における先行技術の状態を表す更なる文献は、特許文献６並びに特許文献７及び８を包含する種々の刊行係属文献を包含する（特許文献６、７、８参照）。これらの文献は、極めて急速な誘導オーステナイト化及び隠された超急速な水急冷から本明細書に教示されたようなどんな利点をも示唆せず、ましてやこのような急速な急冷のみを使用し、そしてその後に焼き戻し工程を使用しないことは示唆していない。更に、特許文献２は、僅かに低いＰの最大値（０．０２）及び僅かに高いＳの最大値（０．０２）のみを伴って、特許文献４と重複する化学を開示している（特許文献２、４参照）。特許文献９は焼き戻しなしに急冷の可能性を広範に示唆しているが、請求項６及び７は、請求される機械的性質を達成するために急冷の必要を述べず、その代りにこれらの請求項は少なくとも２種の熱処理を必要とする（特許文献９参照）。
【０００８】
自動車の乗り手の抑制システムのためのエアバッグの空気ポンプ（ｉｎｆｌａｔｏｒ）は厳格な構造的及び機能的基準を充たすことが要請される。従って、製造工程には、厳格な手順及び許容値が課される。現場の経験が、本工業は過去の構造的及び機能的基準を充たすのに成功してきたことを示すが、同時に製造経費の継続した低下もまた重要であるが、発展する要求条件を充たすために、改善され、そして／又は新規の特性が必要である。
【０００９】
今日の多数の乗り物において、エアバッグ又は補助的抑制システムは重要な安全装置である。過去において、エアバッグシステムは爆発性化学薬品を使用するタイプのものであったが、それらは高価であり、そして最近では環境的及び再利用の問題のために、アルゴンガス等で充填した鋼管でできたアキュムレーターを使用する、新規のタイプの空気ポンプが開発され、そしてこのタイプはますます使用されている。
【００１０】
前記のアキュムレーターは通常には、１回又は多数の段階の破裂において、自動車の衝突時にエアバッグ中に吹き込まれる高圧のガス等を保持する容器である。従って、このようなアキュムレーターとして使用される鋼管は、極めて短期間に高い応力率で応力を受けなければならない。従って、前記の鋼管は、通常圧のシリンダーのような簡単な構造物に比較して、優れたディメンションの精度、優れた加工性及び溶接性を有することが要請され、そしてなかでも、高い強度、靭性及び破裂に対する優れた抵抗をもたねばならない。エアバッグ中に非常に正確な容量のガスが吹き込むことを確保するために、ディメンションの精度もまた重要である。
【００１１】
アキュムレーターは、管が製造された後に完成形状に形成されるために、アキュムレーターを製造するために使用される管状部材においては、常温成形の性質が非常に重要である。常温成形により、容器の形状に応じた異なる形状が得られるであろう。常温成形後に、割れ目及び表面の欠損をもたない圧力容器を得ることが重要である。更に、常温成形後に、低温においてすら、非常に良好な靭性をもつことも重要である。
【００１２】
本明細書に開示される鋼は非常に良好な溶接性をもち、そしてエアバッグのアキュムレーターの適用のために、溶接前の予備加熱も溶接後の熱処理をも必要としない。必要な溶接性を得るためには式、
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５
により規定される炭素当量は約０．６３％未満でなければならない。Ｃｅｑが減少するに従って、溶接性が改善する。本発明の好ましい態様において、溶接性をよりよく保証するためには、前記に定義された炭素当量は約０．６０％未満、好ましくは約０．５６％未満、そしてもっとも好ましくは約０．５２％未満、又は約０．４８％未満すらでなければならない。
【００１３】
ガス容器を製造するために、本発明に従って製造される冷間引き抜き管は、所望の形状を得るために、異なる知られた方法（圧接、スウェージング、等のような）を使用して長さに切断され、次に常温成形される。あるいはまた、溶接された管を使用することができるであろう。その後、アキュムレーターを製造するために、摩擦溶接、ガスタングステンアーク溶接又はレーザー溶接のようないずれかの適した方法により、末端キャップ及びディフューザーを容器の両端に溶接する。これらの溶接物は著しく重要であり、従って、かなりの労力及び、特定の場合には、圧力容器及びエアバッグの配備全体の溶接の完全性を確保するための試験を要する。これらの溶接物は割れたり又は破損する可能性があり、従ってアキュムレーターの完全性、及び恐らくはエアバッグの操作に危険をもたらせることが認められている。
【００１４】
空気ポンプは、エアバッグ配備中にそれらがそれらの構造の完全性を保持することを確認するために試験される。このような試験の１つはいわゆる破裂試験である。これは、カニスターが通常の操作による使用中、すなわちエアバッグの配備中に期待されるものより有意に高い内圧を受ける、破壊タイプの試験である。この試験で、空気ポンプは破裂が起るまで、増加していく内圧を受ける。
【００１５】
破裂試験の結果を考察し、これらの試験からの試験カニスターの試験片を研究すると、破壊は、異なる代りの方法：延性破壊、脆性破壊及び、時々はこれらの２モードの組み合わせ、により起ることが見いだされた。延性破壊においては、開放された膨らみにより例示される外側向きの（ｏｕｔｔｕｒｎｅｄ）破裂（破裂する泡により示されるであろうような）が起ることが認められた。破裂した表面は、管の外面に対して約４５度の傾きをもち、主要領域内に局在する。他方、脆性破壊においては、材料中の脆弱領域を示す、空気ポンプの長さに沿った、目立たない（ｎｏｎ−ａｒｒｅｓｔｉｎｇ）縦の割れ目が示される。この場合、破壊面は管の外面に対して垂直である。これらの２種の破壊は走査電子顕微鏡下で観察されると独特の面をもち、−へこみが延性破壊の特徴であり、他方、割れ目が脆性を示す。
【００１６】
時々、これらの２種の破壊モードの組み合わせ物が認められ、脆弱な割れ目が延性の破壊部分から伝播されることができる。エアバッグの空気ポンプを包含する全体のシステムは非常に異なる気候下で運転する乗り物において使用される可能性があるために、非常に寒冷な温度から暖かい温度までの広範な温度にわたり、物質が延性の動きを示すことが重要である。
【特許文献１】特開平１０−１４０２４９号公報［出願日、１９９６年１１月５日］
【特許文献２】特開平１０−１４０２８３号公報［出願日１９９６年１１月１２日］
【特許文献３】特開平１３−４９３４３号公報［出願日１９９９年１０月８日］
【特許文献４】米国特許第６８７８２１９号明細書、Ｋｏｎｄｏ  ｅｔ  ａｌ．
【特許文献５】米国特許第２００５／００３９８２６号明細書
【特許文献６】米国特許第６３８６５８３号明細書、Ｅｒｉｋｅ
【特許文献７】米国特許第２００４／００７４５７０号明細書
【特許文献８】米国特許第２００５／００６１４０４号明細書
【特許文献９】米国特許第２００２００３３５９１号明細書
【発明の開示】
【００１７】
発明の要約
第１に、本発明は非常に高度の引っ張り強さ（最低ＵＴＳ  １４５ｋｓｉ）、そして好ましくは超高度の引っ張り強さ（最低ＵＴＳ  １６０ｋｓｉ、そして恐らく１７５ｋｓｉ又は２２０ｋｓｉ）、及びその結果として非常に高い破裂圧を有する常温成形に適する、特定の新低炭素合金鋼を対象とする。更に、該鋼は、−６０℃で保証された延性の動き、すなわち−６０℃未満の、そして恐らくは−１００℃の低温で、延性から脆性への転移温度（ＤＢＴＴ）を伴い、低温で優れた靭性を有する。
【００１８】
第２に、本発明はまた、本質的に、新規の急速誘導オーステナイト化／高速急冷／焼き戻し法なし、を含んでなる、このような鋼管を製造する方法を対象とする。好ましい方法において、超高度引っ張り強さ（最大ＵＴＳ  １４５ｋｓｉ〜２２０ｋｓｉ）及び、その結果、非常に高い破裂圧を有する、常温成形にも適する低炭素合金鋼管を製造するように、どんな焼き戻し工程をも排除する、超急速水急冷工程による、極めて急速な誘導オーステナイト化が使用される。更に、該鋼は、−６０℃で保証された延性の動き、すなわち−６０℃未満、そして恐らく−１００℃の低温ですらの延性から脆性への転移温度（ＤＢＴＴ）を伴って、低温で優れた靭性を有する。
【００１９】
本発明の物質は、その１例が自動車のエアバッグ空気ポンプである、自動車の抑制システムの構成部品の容器のための構成部品に特定の使用を有する。本明細書に開示される各鋼を製造するために使用される化学物質は新規であり、以後、それぞれ、以下の表Ｉに要約される組成を有する、鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｃ、鋼Ｄ及び鋼Ｅと識別されるであろう：
【００２０】
【表１】
2009532584.tif 000003
【００２１】
新規の急速な誘導オーステナイト化／高速急冷／焼き戻し法なし、におけるこれらの各鋼を使用する試験結果は、以下の表ＩＩに要約されるように、５種の鋼組成物間に、驚くべき、異なる結果を示した：
【００２２】
【表２】
2009532584.tif 000004
【００２３】
本発明の好ましい態様は、付記の図面に関連して、例によってのみ、以下に詳細に説明される。
【００２４】
好ましい態様の説明
本発明は種々の形態における態様を許すが、本開示が本発明の例示であると考えることができ、示された特定の態様に本発明を限定することは意図されないことを理解して、現在好ましい態様が以下に、説明されるであろう。
【００２５】
本発明は保存ガスの空気ポンプの圧力容器に使用される鋼管を対象とする。より具体的には、本発明は、−６０℃で、すなわち−６０℃未満、そして恐らく−１００℃の低温でも、延性から脆性への転移温度における保証された延性の動きを有する、継ぎ目なし圧力容器の適用のための、低炭素の超高度の強度の鋼等級を対象とする。
【００２６】
より具体的には、本発明は、空気ポンプを製造するために使用することができる継ぎ目なし鋼管を得るための化学組成物及び製法を対象とする。
【００２７】
継ぎ目のない低炭素の超高度の強度の鋼の製法のスキーム表示は以下：
１．製鋼、
２．鋳鋼、
３．管の熱間圧延、
４．熱間圧延中空仕上げ操作、
５．冷間引き抜き、
６．急冷によるオーステナイト化（焼き戻しを伴わない）、
７．冷間引き抜きの管の仕上げ操作
であることができよう。
【００２８】
製鋼工程の主要目的の１つは、炭素、ケイ素、硫黄、リン及びマンガンの除去により鉄を精錬することである。とりわけ、硫黄及びリンは、それらが物質の機械的性質を劣化させるために鋼に損害を与える。基礎的製鋼操作において、より急速な処理を許す特定の精錬工程を実施するための基礎的工程の前又は後に、レードル冶金が使用される。
【００２９】
製鋼法は、順次、製品に必要な高い靭性を得るために重要な、非常に低い硫黄及びリン含量を得るために、極めて清浄な実施法下で実施される。従って、ＡＳＴＭ  Ｅ４５のＳｔａｎｄａｒｄ−Ｗｏｒｓｔ  Ｆｉｅｌｄ法（方法Ａ）の指針に従う、レベル２以下―薄いシリーズ―及びレベル１以下―濃いシリーズ―の包含物レベルの目的が課せられてきた。本発明の好ましい態様において、前記の標準に従って測定される最大微小包含物の含量は
以下：
【００３０】
【表３】
2009532584.tif 000005
【００３１】
でなければならない。
【００３２】
更に、極めて清浄な実施法は３０μｍ以下のサイズをもつ大形（ｏｖｅｒｓｉｚｅ）の包含物の含量を得ることを可能にする。これらの包含物の含量は総酸素含量を２０ｐｐｍに限定することにより得られる。
【００３３】
二次的冶金における極めて清浄な実施法は、包含物及び不純物を浮き上がらせるためにレードル炉内で不活性ガスを発泡させることにより実施される。不純物及び包含物を吸収することができる流体スラグの生成並びに液状鋼に対するＳｉＣａの添加による包含物のサイズ及び形状の修飾が、低い包含物含量を有する高品質の鋼を生成する。
【００３４】
低炭素の合金鋼を使用する実施例
得られる鋼の化学組成は以下のようであり、それぞれ「％」は「質量パーセント」を意味することとする。
【００３５】
炭素（Ｃ）
Ｃは鋼の強度を安価に高める元素であるが、その含量が０．０６％未満であると、所望の強度を得ることが難しい。他方、鋼が０．１８％を超えるＣを含有すると、常温作業性、溶接性及び靭性が減少する。従って、Ｃ含量の範囲は０．０６％〜０．１８％である。Ｃ含量の好ましい範囲は、０．０７％〜０．１２％であり、そして更により好ましい範囲は０．１０〜０．１２％である。
【００３６】
マンガン（Ｍｎ）
Ｍｎは鋼の焼き入れ可能（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）性を増加するのに有効な元素であり、従って、それは強度及び靭性を増加する。その含量が０．３％未満であると、所望の強度を得ることが難しく、他方、それが１．５％を超えると、結束構造（ｂａｎｄｉｎｇ  ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が著明になり、靭性が減少する。従って、Ｍｎ含量は０．３％〜１．５％であり、好ましいＭｎ範囲は０．６０〜１．４０％である。
【００３７】
ケイ素（Ｓｉ）
Ｓｉは製鋼工程中に脱酸素効果を有し、更に鋼の強度を増加する元素である。ケイ素含量が０．０５％未満である場合は、鋼は酸化を受け易く、他方、それが０．５０％を超えると、靭性及び加工性の双方が減少する。従って、Ｓｉ含量は０．０５％〜０．５％であり、好ましいＳｉ範囲は０．０５％〜０．４０％である。
【００３８】
硫黄（Ｓ）
Ｓは鋼の靭性を減少させる元素である。従って、Ｓ含量は最大０．０１５％に限定される。好ましい最大値は０．０１０％である。
【００３９】
リン（Ｐ）
Ｐは鋼の靭性を減少させる元素である。従って、Ｐ含量は最大０．０２５％に限定される。好ましい最大値は０．０２％である。
【００４０】
ニッケル（Ｎｉ）
Ｎｉは鋼の強度及び靭性を増加する元素であるが、非常に高価であるので、価格の理由で、Ｎｉは最大０．７０％に限定される。好ましい最大値は０．５０％である。
【００４１】
クロム（Ｃｒ）
Ｃｒは鋼の強度、靭性及び腐食抵抗性を増加するのに有効な元素である。それが１％を超えると、溶接区域の靭性が著しく減少する。従って、Ｃｒ含量は最大１．０％に限定され、好ましいＣｒ最大含量は０．８０％である。
【００４２】
モリブデン（Ｍｏ）
Ｍｏは鋼の強度を増加するのに有効で、焼き戻し中の軟化を遅らせる役にたつ元素であるが、非常に高価である。従って、Ｍｏ含量は最大０．７％に限定され、好ましいＭｏ最大含量は０．５０％である。
【００４３】
バナジウム（Ｖ）
Ｖは少量を添加されても、鋼の強度を増加するのに有効で、焼き戻し中の軟化を遅らせる元素である。しかし、この合金鉄は高価であり、最大含量を低下させる必要を強要する。従って、Ｖは最大０．３％に限定され、好ましい最大値は０．２０％である。
【００４４】
前記に挙げられていない他の元素の好ましい範囲は以下である：
元素          重量％
アルミニウム  最大０．１０％
ニオブ        最大０．０６％
Ｓｎ          最大０．０５％
Ｓｂ          最大０．０５％
Ｐｂ          最大０．０５％
Ａｓ          最大０．０５％。
【００４５】
管又はチェンバーを製造するために使用される１レードルの鋼中の残留元素は以下でなければならない：
Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ≦最大０．１５％  そして
Ｓ＋Ｐ≦０．０２５。
【００４６】
次の工程は、貫通され、圧延されて、継ぎ目のない鋼管を形成することができる中空でない（ｓｏｌｉｄ）鋼棒を製造するための鋼鋳造である。鋼を鋼軸に沿って均一な直径をもつ丸い中空でない鋼片（ｂｉｌｌｅｔ）に鋼ショップ中で鋳造する。
【００４７】
超高度に清浄な鋼の中空でない円筒形の鋼片を約１２００℃〜１３００℃の温度に加熱し、この時点で、圧延機工程を受ける。好ましくは、鋼片は約１２５０℃の温度に加熱され、次に圧延機を通される。鋼片は好ましくは、知られたＭａｎｅｓｓｍａｎｎ法を使用して貫通され、次に、外径及び壁の厚さが実質的に減少され、他方長さは熱間圧延中に実質的に増加される。例えば、１４８ｍｍの外径の中空でない棒が、３．２５ｍｍの壁の厚さをもつ、４８．３ｍｍの外径の熱間圧延管に熱間圧延される。
【００４８】
圧延管の断面積に対する中空でない鋼片の断面積の比率として測定される断面積の減少率は、所望の機械的性質を得るために必要な、精錬微小構造を得るために重要である。従って、最小の断面積減少率は約１５：１であり、好ましい及びもっとも好ましい最小断面積減少率はそれぞれ、約２０：１及び約２５：１である。
【００４９】
そのように製造された超高度清浄鋼の継ぎ目のない熱延管を室温に冷却する。そのように製造された超高度に清浄な鋼の継ぎ目のない熱延管は、管の周囲及び管軸に沿った縦の双方にほぼ均一な壁の厚さを有する。
【００５０】
次に、熱延管は異なる仕上げ工程を通過し、例えば２〜４片に長さを切断し、そしてその末端を切り落とし、必要な場合は知られた回転直線化装置で直線化し、そして電磁気試験又は超音波試験のような１種又は複数の異なる知られた方法により非破壊試験される。
【００５１】
次に、熱延管の各片の表面を常温引き抜きのために適当に条件調整する。この条件調整は酸溶液中に浸漬することにより酸浸漬する工程、及び、知られたリン酸亜鉛及びナトリウムエステアレート（ｅｓｔｅａｒａｔｈｅ）組み合わせ物、又は反応性油のような滑剤（ｌｕｂｒｉｃａｎｔ）の適当な層を適用する工程を包含する。表面条件調整後、継ぎ目のない管を、引き抜かれる管の外径より小さい直径をもつ外部ダイを通して引き抜くことにより常温引き抜きを実施する。大部分の場合、管の内面もまた、ロッドの一方の末端に固定された内部マンドレルにより支持されるので、マンドレルは引き抜き中、ダイに近くに留まる。この引き抜き操作は、管を前以て室温より高く加熱する必要なく実施される。
【００５２】
継ぎ目のない管は、少なくとも１回はそのように常温で引き抜きされて、各通過がそれぞれ外径及び管の壁の厚さ双方を減少させる。そのように製造された常温引き抜き鋼管は、管の周囲及び管軸に沿って縦の双方の、管軸に沿った均一な外径及び均一な壁の厚さを有する。そのように常温引き抜きされた管は好ましくは１０〜７０ｍｍ間の外径及び好ましくは１〜４ｍｍの壁の厚さを有する。
【００５３】
次に常温引き抜き管を少なくとも上方のオーステナイト化温度、又はＡｃ３（本明細書に開示された特定の化合物に対しては約８８０℃である）、しかし好ましくは約９２０℃を超え、そして約１０５０℃未満の温度でオーステナイト化炉内で熱処理する。この最大オーステナイト化温度は結晶粗大化（ｇｒａｉｎ  ｃｏｒｓｅｎｉｎｇ）を回避するために課せられる。この工程は燃料炉内又は誘導型炉内のいずれかで実施することができるが、好ましくは後者中で実施される。炉内移動時間は使用される炉の種類に著しく左右される。本適用により必要とされる高度の表面の品質は、誘導型の炉が使用される場合により良く得られることが見いだされた。これは、酸化を起すことを妨げる非常に短い移動時間が関与する誘導工程の性状による。好ましくは、オーステナイト化加熱速度は少なくとも毎秒約１００℃であるが、より好ましくは、毎秒少なくとも約２００℃である。極めて高い加熱速度及び、その結果としての非常に短い加熱時間が、順次必要な機械的性質を保証する、非常に微細な結晶微細構造を得るために重要である。
【００５４】
更に、誘導炉のコイルの内径により規定される円形の面積に対する、管の外径により規定される円形の面積の比率として定義される適当な充填因子が、必要な高い加熱速度を得るために重要である。最小充填因子は約０．１６であり、好ましい最小充填因子は約０．３６である。
【００５５】
炉の出口領域で又はその近位で、管は適当な急冷液により急冷される。急冷液は好ましくは、水又は水基剤の急冷溶液である。管温度は外界温度に、好ましくは毎秒少なくとも約１００℃の速度で、より好ましくは毎秒少なくとも約２００℃の速度で、急速に低下する。この極めて高い冷却速度が完全な微細構造の変態（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）を得るために重要である。
【００５６】
次に、焼き戻し工程が使用される方法において、鋼管をＡｃ１未満の温度で適当な温度及びサイクル時間を使用して焼き戻しする。好ましくは、焼き戻し温度は約４００〜６００℃の間、そしてより好ましくは、約４５０〜５５０℃の間である。あるいはまた、焼き戻し温度は２００℃〜６００℃の間、そしてより好ましくは約２５０℃〜５５０℃の間であることができる。浸漬時間は非常に良好な温度の均一性を保証するために十分長くなければならないが、余り長いと、所望の機械的性質が得られない。この焼き戻し工程は好ましくは、管の脱炭及び／又は酸化を回避するために、保護的還元又は中性雰囲気中で実施される。
【００５７】
好ましい方法においては、焼き戻し工程は回避され、前記のように水又は水基剤溶液を使用する高速急冷のみが使用される。高速急冷を達成するためには、以下の装置が好ましいが、必須ではない。毎時２２００ｋｇの全容量をもつ急冷ライン、次に５００Ｋｗに設定された誘導原の最大出力をもつ誘導炉。ヘッド急冷装置は各ライン上に１２ノズルをもつ４２ラインを使用する。水急冷流量は毎時１０〜６０ｍ３の範囲に調整され、管の前進速度は毎分５〜２５メーターに制御される。更に、次のピンチローラーが管上に回転をもたらすように設定される。
【００５８】
そのように製造された超高度の強度の鋼管を、異なる仕上げ工程を通過させ、知られた回転直線化装置で直線化し、そして１種又は複数の異なる知られた方法により非破壊的に試験する。この種の適用のための管は好ましくは、知られた超音波及び電磁法の双方により試験しなければならない。
【００５９】
熱処理後の管を化学的に処理して、望ましい外観及び非常に低い表面の粗さをもつ管を得ることができる。例えば、管を硫酸及び塩酸溶液中に浸漬し、リン酸亜鉛を使用してリン酸化させ、そして石油基剤の油、水基剤の油又は鉱油を使用して油処理することができるであろう。
【００６０】
第１又は第２に記載された方法により得られる鋼管は、以下の最小の機械的性質を有する：
耐力（Ｙｉｅｌｄ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）                最低約１１０ｋｓｉ
（７５８ＭＰａ）
引っ張り強さ（Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）    最低約１４５ｋｓｉ
（１０００ＭＰａ）
伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）                        最低約９％
【００６１】
耐力、引っ張り強さ及び伸びは標準ＡＳＴＭ  Ｅ８に記載の方法に従って実施することができる。引っ張り試験に対して、管状部分全体を評価するためには実物大の試験片が好ましい。
【００６２】
偏平化試験は４９ＣＦＲ、段落１７８．６５の規格ＤＯＴ  ３９の条件に準拠しなければならない。従って、管片は、反対側が管壁の厚さの６倍の距離になるまで、６０度の角度のＶ−型工具で偏平化される時に、割れてはならない。この試験は開発された鋼により完全に充たされる。
【００６３】
強度及び靭性の間の良好な平衡を得るために、以前の（ｐｒｉｏｒ）（時々、以前の（ｆｏｒｍｅｒ）と呼ばれる）オーステナイト結晶粒度は、ＡＳＴＭ  Ｅ−１１２基準に従って測定されて、好ましくは７以下、そしてより好ましくは９以下でなければならない。これは、オーステナイト化期間中の極めて短期の加熱サイクルのお陰で達成される。
【００６４】
前記の方法により得られる鋼管は、本発明に対して記載された条件に準拠するためには、前記の性質をもたなければならない。
【００６５】
産業の要請は、粗さの条件をより低い値に継続的に強制している。本発明は、例えば、外面及び内面双方において最大３．２ミクロンの完成管の表面仕上げを伴う、良好な視覚的外観を有する。この条件は、工程の異なる段階における常温引き抜き、短いオーステナイト化時間、還元又は中性雰囲気の焼き戻し及び適当な表面の化学的状態調整により得られる。
【００６６】
ヒドロバースト圧力試験は例えば、管端に平らな鋼板を溶接することにより、管切片の末端をシールすることにより実施しなければならない。３００ｍｍの管片が、全たが応力（ｈｏｏｐ  ｓｔｒｅｓｓ）が発達することができるように制約なしに留まることが重要である。管切片の加圧は油、水、アルコール又はそれらの混合物をポンプで押し出すことにより実施されるであろう。
【００６７】
破裂試験の圧力条件は管サイズに左右される。破裂試験時に、超高強度鋼の継ぎ目のない管は−６０℃で保証された延性の動きを有する。製造されたサンプル上で実施される試験は、−６０℃未満の延性から脆性への転移温度を伴い、−６０℃の保証された延性の動きを有することを示す。
【００６８】
本発明者はＣｈａｒｐｙ衝撃試験（ＡＳＴＭ  Ｅ３２に従う）の代りに、外界温度及び低温の双方で実施される破裂試験が、はるかに、より代表的な有効な試験であることを見いだした。これは、これらの生成物において比較的薄い壁の厚さ及び小さい外径が使用され、従ってＣｈａｒｐｙ衝撃試験に対する標準のＡＳＴＭ試験片が横断方向に管から加工することができない、という事実による。更に、この標準より小さいＣｈａｒｐｙ衝撃プローブを得るためには、偏平化の変形を、湾曲した管プローブに適用しなければならない。これは鋼の機械的性質、とりわけ衝撃強さに対する顕著な影響を有する。従って、この方法によって、代表的な衝撃試験の結果は得られない。
【００６９】
代りの低炭素、低合金鋼を使用する実施例
出願者は、焼き戻しを伴わない高速急冷が本発明の重要なアスペクトであることを見いだした。特定の加熱及び高速急冷により処理されると、先行技術の化合物より低い合金でありそしてより安価な鋼が、本明細書で以前に考察された標準を充たすか又はそれを超えることができる。
【００７０】
前記に定義された、新規の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ及びＥは、焼き戻し工程を付加する代りに、高速急冷を伴う非常に急速な誘導炉のオーステナイト化が使用される好ましい方法を使用して分析された代りの鋼である。驚くべきことには、高速とは言えない急冷、すなわち通常の急冷工程が使用されるか又は前記のような焼き戻し工程が使用される対照試験を、特定のこれらの新規の鋼で実施すると、該試験は有意に劣った特徴を示した。
【００７１】
好ましい方法に従う、より安価な鋼を包含する代替物を使用する高速急冷され、そして焼き戻しを伴わない工程
鋼Ｅサンプル上の高速急冷試験に使用されたパラメーターは以下であった：
４０ｍ３／時間の水流、２０ｍ／分の管の前進速度、８０％の誘導装置電力、８８０〜９４０℃のオーステナイト化温度、目標９２０℃、ＯＤ表面及びコア物質上のマルテンサイト変態（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）を認めた。
【００７２】
図１は鋼Ｅに対する１００％マルテンサイト変態を伴うコア物質を示す。
【００７３】
低合金ＳＡＥ  １０１０等級の鋼と同様な化学構造を有する鋼Ｅは、高速急冷を受けると、最低期待値を達成しなかった。
【００７４】
試験結果は以下であった：
【００７５】
【表４】
2009532584.tif 000006
【００７６】
同様に、割れ目の動き及びタイプを観察するために、低温（−６０℃）における破裂試験を実施した。図ＩＩは鋼Ｅの試験破裂サンプルを示す。双方が延性の動きを示した。
【００７７】
通常の急冷工程を伴う鋼Ｅ上の対照試験を実施し、結果は以下であった：
【００７８】
【表５】
2009532584.tif 000007
【００７９】
図ＩＩＩは通常の急冷工程を使用する鋼Ｅに対するコア構造を示す。壁の厚さに沿っていくらかのフェライト構造を認める。
【００８０】
鋼Ｄは、示した価格値に対する高い性能のために、非常に有望であることが見出された。鋼Ｄは好ましい方法に従って管を製造するために選択された。高速急冷試験のために使用された鋼Ｄのサンプルの測定化学組成は以下であった：
【００８１】
【表６】
2009532584.tif 000008
【００８２】
鋼Ｄのサンプル上の高速急冷試験に使用されたパラメーターは以下であった：
急冷工程はオーステナイト温度を９２０〜９４０℃に制御して実施された。
水流４０ｍ３／時間、
管の前進速度１０ｍ／分、
誘導装置電力、総容量（５００Ｋｗ）の６２％、
管上の回転は１７°のピンチロール角で与えられた。
【００８３】
鋼Ｄのサンプル上で高速急冷された試験結果は以下であった：
【００８４】
【表７】
2009532584.tif 000009
【００８５】
図ＩＶは、１００％のマルテンサイト及び完全に急冷された変態を示す高速急冷鋼Ｄの微細構造を示す。
【００８６】
同様に、割れ目の動き及びタイプを観察するために低温（−６０℃）で破裂試験を実施した。図Ｖは鋼Ｄの試験破裂サンプルを示す。双方が延性の動きを示した。
【００８７】
通常の急冷工程を伴う鋼Ｄ上の対照試験を実施し、結果は以下である：
【００８８】
【表８】
2009532584.tif 000010
【００８９】
図ＶＩは通常の急冷工程を使用する鋼Ｄのコア構造を示す。
【００９０】
鋼Ｂは好ましい方法に従って管を製造するために選択された。高速急冷試験に使用された鋼Ｂのサンプルの測定化学組成は以下であった：
【００９１】
【表９】
2009532584.tif 000011
【００９２】
鋼Ｂのサンプル上の高速急冷試験に使用したパラメーターは以下であった：
急冷工程を、オーステナイト温度を９２０〜９４０℃に制御しながら実施した。
水流４０ｍ３／時間、
管の前進速度１０ｍ／分
誘導装置電力、総容量（５００Ｋｗ）の７０％
管上の回転は１７°のピンチロール角で与えられた。
【００９３】
鋼Ｂサンプル上で高速急冷された試験結果は以下であった：
【００９４】
【表１０】
2009532584.tif 000012
【００９５】
同様に、割れ目の動き及びタイプを観察するために鋼Ｂ上で低温（−６０℃）の破裂試験を実施し、双方とも延性の動きを示した。
【００９６】
鋼Ａを好ましい方法に従って管を製造するために選択した。高速急冷試験に使用された鋼Ａのサンプルの測定化学組成は以下であった：
【００９７】
【表１１】
2009532584.tif 000013
【００９８】
鋼Ａのサンプル上の高速急冷試験に使用したパラメーターは以下であった：
急冷工程を、９２０〜９４０℃にオーステナイト温度を制御しながら実施した。
水流５０ｍ３／時間、
管の前進速度２０ｍ／分、
誘導装置電力、総容量（５００Ｋｗ）の９０％、
管上の回転は１７°のピンチロール角で与えられた。
【００９９】
鋼Ａのサンプル上で高速急冷された試験結果は以下であった：
【０１００】
【表１２】
2009532584.tif 000014
【０１０１】
同様に、割れ目の動き及びタイプを観察するために低温（−６０℃及び−１００℃）の破裂試験を鋼Ａ上で実施し、双方が延性の動きを示した。
【０１０２】
代りの低価格鋼を使用し、焼き戻し工程を伴う、高速急冷による対照試験
好ましい鋼Ｄのサンプルが、好ましい方法に従う高速急冷を使用すると驚くべき機械的値をもたらすことが見いだされたので、次に、機械的性質に対する焼き戻しを付加する効果を決定するために焼き戻しを実施した。
【０１０３】
焼き戻し熱処理は１５分の総時間で、５８０℃で実施した。ＵＴＳ平均は期待値を充たさない、１１６Ｋｓｉ（８０５ＭＰａ）であった。
【０１０４】
３５  ＵＳＣ§１１２の説明及び実施可能要件に準拠するために、我々の発明の好ましい態様が示され説明されたが、本発明の範囲は、説明されたいずれの態様にも限定されず、付記の請求項の範囲によってのみ規定されることを理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１０５】
【図１】鋼Ｅ上の高速急冷に対するコアの微小構造を示す。
【図２】鋼Ｅ上の高速急冷に対する−６０℃における破裂試験を示す。
【図３】鋼Ｅ上の通常の急冷に対する微小構造を示す。
【図４】鋼Ｄ上の高速急冷のコアの微小構造を示す。
【図５】鋼Ｄ上の高速急冷に対する−６０℃における破裂試験を示す。
【図６】鋼Ｄ上の通常の急冷に対する微小構造を示す。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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