(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜１．２％、Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．４５％、Ａｌ：０．１０％以下、
下記式（１）および（２）を満たす量のＴｉ  とMnの両方：  
Ｔｉ≦０．０２％                            ・・・・・（１）
０．４％≦Ｍｎ＋４０×Ｔｉ≦１．２％    ・・・・・（２）
Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．２％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、鋼管の軸方向Ｌに垂直な断面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比の、鋼管の周方向Ｔに垂直な断面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比に対する比（以下｛１１０｝Ｌ／Ｔと記す）が５０以下であり、９００ＭＰａ以上の引張強度を有するエアバッグインフレータ用鋼管。
【請求項２】
前記鋼組成が下記（Ｉ），（ＩＩ）および（ＩＩＩ）の１以上の群から選んだ１種または２種以上の元素をさらに含有する請求項１に記載の鋼管：
（Ｉ）Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．２％
およびＢ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上、
（ＩＩ）Ｃｕ：０．０５〜０．５％およびＮｂ：０．００３〜０．１％の１種または２種、
（ＩＩＩ）Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上。
【請求項３】
前記鋼組成が、Ｍｎを０．２質量％以上含有する請求項１または２記載の鋼管。
【請求項４】
｛１１０｝Ｌ／Ｔが３０以下である、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼管。
【請求項５】
１０００ＭＰａ以上の引張強度を有し、｛１１０｝Ｌ／Ｔが２０以下である、請求項４に記載の鋼管。
【請求項６】
冷間加工後に鋼のＡｃ１変態点以上の温度での熱処理を受けていない請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管。
【請求項７】
所定の鋼組成を有する鋼から素管を製造し、その素管を鋼のＡｃ３変態点以上の温度に加熱を行ってから急冷し、次いで急冷した素管をＡｃ１変態点より低温で焼戻し、その後に冷間加工を行うことを含む、請求項１〜６のいずれかに記載のエアバッグインフレータ用鋼管の製造方法。
【請求項８】
冷間加工後にＡｃ1変態点より低温で応力除去焼鈍を行う請求項７に記載の方法。
【請求項９】
前記加熱温度が９００〜１０００℃の範囲である請求項７または８に記載の方法。
【請求項１０】
前記加熱温度への加熱を昇温速度１０℃／秒以上で行う請求項７から９のいずれかに記載の方法。
【請求項１１】
前記加熱を高周波誘導加熱により行う請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
急冷を少なくとも８５０〜５００℃の温度域が２０℃／秒以上の冷却速度となるように行う請求項７〜１１のいずれかに記載の方法。
【請求項１３】
減面率が６５％以下になるように前記冷間加工を行う請求項７〜１２のいずれかに記載の方法。
【請求項１４】
前記減面率が４０％以下である請求１３に記載の方法。
【請求項１５】
請求項１〜６のいずれかに記載の鋼管を含むエアバッグインフレータ。
【請求項１６】
請求項１〜６のいずれかに記載の鋼管のエアバッグインフレータへの使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度が９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上という高強度と、−４０℃、好ましくは−６０℃で脆性破面を呈することがなく、そのような低温での静圧バースト試験において亀裂進展がないという、良好な靱性および低温耐バースト性とを兼ね備えた、エアバッグインフレータ用鋼管（エアバッグインフレータに用いる鋼管）とその製造方法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の安全性を増大させるために運転席および助手席にエアバッグ（エアクッション）システムを搭載することは、もはや標準装備になりつつある。従来のエアバッグシステムは、爆発性薬品を使用してエアバッグ展開用のガスを発生させるものであった。しかし、エアバッグ展開速度の応答性とガス圧力の調整の要望から、インフレータ（またはアキュムレータ）と呼ばれる鋼管にエアバッグ展開用の高圧ガスを充填した別の種類のエアバッグシステムが開発され、その適用が広がっている。【０００３】
一般的なインフレータは、両端を絞り加工した鋼管の一端に蓋板を溶接して閉じ、他端にエアバッグ作動装置を装着した構造を持ち、衝突を感知するとインフレータ内の高圧ガスが一気にエアバッグ内に噴出するようになっている。従って、エアバッグインフレータ用鋼管には、極めて短時間に大きな歪速度で応力が負荷される。このため、圧力シリンダーやラインパイプのような従来型の構造物とは異なり、エアバッグインフレータ用鋼管には、高い寸法精度、加工性及び溶接性に加えて、高強度と優れた耐バースト性、高い靱性が要求される。自動車は寒冷地でも使用されるため、耐バースト性は−４０℃以下という低温で確保されなければならない。【０００４】
インフレータに好適に用いられるエアバッグ用鋼管とその製造方法が、例えば、特開平１０−１４０２３８号、特開２００２−１９４５０１号、特開２００２−２９４３３９号および特開２００３−１７１７３８号の各公報に開示されている。しかし、上記各公報に記載の技術は、いずれも高強度高靱性エアバッグ用鋼管を意図するものの、達成された引張強度は８００ＭＰａ台または９００ＭＰａ台であって、最高でも９４７ＭＰａであり、１０００ＭＰａ以上の高強度を優れた靱性と共に実現できるものは皆無であった。
【発明の開示】
【０００５】
燃費向上のために自動車の軽量化指向が強くなるに伴い、エアバッグシステムにも小型・軽量のものが要求されるようになっており、それにはインフレータ圧力の更なる高圧化や更なる薄肉化が必要となる。それを実現するため、従来のものより引張強度が高く、しかも靱性にも優れたエアバッグインフレータ用鋼管が求められている。
【０００６】
また、安全性の面から、エアバッグインフレータ用鋼管の耐バースト性が良好であることも重要である。この良好な耐バースト性は−４０℃以下での静圧バースト試験において、脆性破壊が発生せず、また亀裂が鋼管全長にわたっては進展せず、好ましくは全く進展しないことにより実証される。
【０００７】
本発明は、引張強度が９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａと高強度であって、かつ−４０℃以下のシャルピー衝撃試験で１００％延性破面となることで実証される高い靱性と、さらに上記の良好な耐バースト性とを備えた高強度エアバッグインフレータ用鋼管とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
本発明の別の目的は、上記の性能に加えて、良好な寸法精度、加工性および溶接性も備えた、高強度エアバッグインフレータ用鋼管とその製造方法を提供することである。
本発明によれば、鋼管に対して特定の鋼組成を選択し、適正な集合組織になるようにそれに加える冷間加工を制御することによって上記課題を解決することができる。
【０００９】
ここに、本発明は、質量％で、
Ｃ：０.０５〜０.２０％、Ｓｉ：０.１〜１.０％、Ｐ：０.０２５％以下、
Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.０５〜１.４５％、Ａｌ：０.１０％以下、
下記式（１）および（２）を満たす量のＴｉとＭｎの一方または両方：
Ｔｉ≦０.０２％                     ・・・・・（１）
０.４％≦Ｍｎ＋４０×Ｔｉ≦１.２％  ・・・・・（２）
Ｍｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｖ：０〜０.２％、Ｂ：０〜０.００５％、Ｃｕ：０〜０.５％、Ｎｂ：０〜０.１％、Ｃａ：０〜０.０１％、Ｍｇ：０〜０.０１％、ＲＥＭ：０〜０.０１％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、鋼管の軸方向Ｌに垂直な断面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比の、鋼管の周方向Ｔに垂直な断面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比に対する比（以下｛１１０｝Ｌ／Ｔと記す）が５０以下であり、９００ＭＰａ以上の引張強度を有するエアバッグインフレータ用鋼管、である。
【００１０】
１態様において、前記鋼組成は、下記（Ｉ），（ＩＩ）および（ＩＩＩ）の１以上の群から選んだ１種または２種以上元素を含有する：
（Ｉ）Ｍｏ：０.０５〜１.０％、Ｎｉ：０.０５〜１.５％、Ｖ：０.０１〜０.２％
およびＢ：０.０００３〜０.００５％の１種または２種以上、
（ＩＩ）Ｃｕ：０.０５〜０.５％およびＮｂ：０.００３〜０.１％の１種または２種、
（ＩＩＩ）Ｃａ：０.０００３〜０.０１％、Ｍｇ：０.０００３〜０.０１％およびＲＥＭ：０.０００３〜０.０１％の１種または２種以上。
【００１１】
｛１１０｝Ｌ／Ｔは好ましくは３０以下であり、より好ましくは２０以下であって引張強度が１０００ＭＰａ以上である。それにより、鋼管の靱性はさらに改善され、−６０℃のシャルピー衝撃試験で脆性破面を呈することがなく、かつ−６０℃で良好な耐バースト性を示すようになる。
【００１２】
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、冷間加工後に鋼のＡｃ１変態点以上の温度での熱処理を受けていないことが好ましい。それにより、高い寸法精度を確保することができる。
【００１３】
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、上記所定の鋼組成を有する鋼から素管を製造し、その素管を鋼のＡｃ１変態点以上の温度に加熱を行ってから急冷し、次いで該素管をＡｃ１変態点より低温で焼戻し、その後に冷間加工を行い、好ましくはその後にＡｃ１変態点より低温で応力除去焼鈍を行うことを含む方法により製造することができる。
【００１４】
冷間加工は、１回または複数回行うことができる。その際の減面率（複数回の時は合計減面率）を６５％以下にすると、上記｛１１０｝Ｌ／Ｔの要件を満たす組織を得ることができる。特に減面率が４０％以下であると、｛１１０｝Ｌ／Ｔが３０以下と、靱性および耐バースト性が一層良好な鋼管を製造することが可能となる。
【００１５】
本発明によれば、引張強度が９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上と高強度で、−４０℃以下、好ましくは−６０℃以下の温度のシャルピー試験で１００％延性破面を呈し、−４０℃、好ましくは−６０℃での静圧バースト試験において亀裂の伝播が見られない、高強度で低温靱性に優れたエアバッグインフレータ用鋼管が確実かつ安定的に提供される。後で実施例に示すように、シャルピー衝撃試験の結果と静圧バースト試験の結果はよく対応している。従って、実際に鋼管を破裂させる静圧バースト試験を行わなくても、シャルピー衝撃試験の結果により鋼管の低温での耐バースト性を予測することができる。
【００１６】
このエアバッグインフレータ用鋼管は、冷間加工後にＡｃ１変態点以上の温度での熱処理を行わずに製造できるので、寸法精度がよく、また加工性や溶接性も良好である。本発明は、エアバッグシステムの小型化と軽量化を可能にし、従って、自動車の燃費改善に資するものである。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】鋼管の軸方向Ｌに垂直な面（Ｌ面）と鋼管の周方向Ｔに垂直な面（Ｔ面）とを説明する説明図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
（Ａ）鋼の化学組成
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、前述した特定の鋼組成を有し、この鋼組成は次の（１）式および（２）式を満たすＴｉおよびＭｎ含有量を有する（式中、ＴｉおよびＭｎはそれぞれ質量％での含有量を意味する）：
Ｔｉ≦０.０２％                       ・・・・・（１）
０.４％≦Ｍｎ＋４０×Ｔｉ≦１.２％    ・・・・・（２）
ＴｉとＭｎのいずれか一方の含有量は０％でもよい。【００１９】
本発明に係る鋼組成における各種元素の含有量の範囲を上述のように限定した理由は次の通りである。なお、鋼組成を示す％は全て質量％である。
Ｃ：０.０５〜０.２０％
炭素（Ｃ）は、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。その含有量が０.０５％未満では、所望の９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上という高強度が得難い。一方、Ｃ含有量が０.２０％を超えると、加工性および溶接性が低下する。Ｃ含有量の好ましい範囲は０.０８〜０.２０％で、より好ましい範囲は０.１２〜０.１７％である。【００２０】
Ｓｉ：０.１〜１.０％
ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸作用を有するほか、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。これらの作用を十分に得るために、Ｓｉ含有量を０.１％以上とする。しかし、Ｓｉの含有量が１.０％を超えると、靱性が低下する。Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０.２〜０.５％である。【００２１】
Ｐ：０.０２５％以下
リン（Ｐ）は、粒界偏析に起因する靱性低下をもたらす。特に、その含有量が０.０２５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。Ｐの含有量は０.０２０％以下とするのが好ましく、０.０１５％以下であれば一層好ましい。【００２２】
Ｓ：０.０１０％以下
イオウ（Ｓ）は、特に鋼管Ｔ方向、つまり鋼管の円周方向の靱性を低下させてしまう。特に、その含有量が０.０１０％を超えると、鋼管Ｔ方向の靱性低下が著しくなる。Ｓの含有量は０.００５％以下とするのが好ましく、０.００３％以下であれば一層好ましい。【００２３】
Ｃｒ：０.０５〜１.４５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度と靱性を高めるのに有効である。その含有量が０.０５％未満では、上記の効果を得難い。しかし、その含有量が１.４５％を超えると、溶接部の靱性低下を招く。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は０.２〜１.０％、より好ましい範囲は０.４〜０.８％である。【００２４】
Ａｌ：０.１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸作用を有し、靱性および加工性を高めるのに有効な元素である。しかし、０.１０％を超えてＡｌを含有させると地疵の発生が著しくなる。Ａｌ含有量は不純物レベルであってもよいので、その下限は特に定めないが、０.００５％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量の好ましい範囲は０.００５〜０.０５％である。本発明におけるＡｌ含有量とは、酸可溶性Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ.Ａｌ」）の含有量を指す。【００２５】
上記の基本鋼組成を前提に、エアバッグインフレータ用鋼管としての靱性を確保しつつ、９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上という高強度を得るために、ＭｎおよびＴｉ含有量を前記の式（１）および式（２）を満たすように調整する。【００２６】
Ｔｉ：０〜０.０２％
チタン（Ｔｉ）は、本発明の鋼組成に添加しなくてもよいが、添加する場合には、（１）式を満たすように０.０２％以下とする。下限は、特に規定されず、不純物レベルの場合も包含される。【００２７】
Ｔｉは、添加すれば脱酸作用を有する元素である。さらにＮとの親和力が強く、高温でＴｉ窒化物として安定に存在する。従って、熱間圧延時の結晶粒成長を抑制し、靱性向上に寄与する。このようなＴｉの作用を得るには、Ｔｉは０.００３％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｔｉの含有量が０.０２％を超えると、かえって靱性が低下する。従って、Ｔｉを０.００３〜０.０２％の範囲内で添加することが好ましい。
Ｍｎ：１.２％以下
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸作用があり、また、鋼の焼入れ性を高めて強度と靱性を向上させるのに有効な元素であるので、最大１.２％含有させることができる。その含有量が０.２０％未満では十分な強度と靱性が得られないことがあるので、Ｍｎ含有量は０.２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１.０％を超えると、ＭｎＳが粗大化し、これが熱間圧延時に展伸し、靱性が低下する場合がある。従って、Ｍｎの含有量は、好ましくは０.２０〜１.０％、より好ましくは０.４〜０.８％である。【００２８】
ＴｉとＭｎの含有量は上記（２）式を満たすように調整する。（Ｍｎ＋４０×Ｔｉ）の値が０.４％未満または１.２％超になると、所望の高強度および／または高靱性を得ることができなくなる。（Ｍｎ＋４０×Ｔｉ）の値は、好ましくは０.６％以上、１.０％以下である。【００２９】
鋼の強度、耐バースト性、および／または溶接性をさらに改善する目的で、上記の成分に加え、場合により、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を後述する範囲で本発明に係る鋼管の鋼組成に添加することができる。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｖ：
モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、ボロン（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）は、いずれも焼入れ性を高める作用を有するので、任意成分としてこれらの１種または２種以上を必要に応じて添加してもよい。【００３０】
Ｍｏにはさらに、固溶強化、析出強化により強度を高める作用もある。これらのＭｏの作用は、不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｍｏの含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０.５０％を超えると、溶接部が硬化して靱性が低下する。従って、添加する場合のＭｏの含有量は０.０５〜１.０％とするのがよく、より好ましくは０.０５〜０.５０％、さらにより好ましくは０.１〜０.４０％である。【００３１】
Ｎｉにはさらに靱性を高める作用もある。このようなＮｉの作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｎｉの含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、特にその含有量が１.５％を超えると、コスト上昇が著しくなる。従って、添加する場合のＮｉの含有量は０.０５〜１.５％とするのがよく、より好ましくは０.１〜１.０％である。【００３２】
Ｂの焼入れ性向上作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｂは０.０００３％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｂの含有量が０.００５％を超えると靱性が低下する。従って、添加する場合のＢの含有量は０.０００３〜０.００５％とするのがよい。Ｂ含有量のより好ましい範囲は０.０００３〜０.００２％である。【００３３】
Ｖの焼入れ性向上作用は不純物レベルの含有量であっても得られる。Ｖにはさらに、析出強化により強度を高める作用もある。このようなＶの作用は０.０１％以上含有させると効果を発揮するが、０.２％を超えると靱性が低下する。従って、添加する場合のＶの含有量は０.０１〜０.２％とするのがよい。Ｖ含有量のより好ましい範囲は０.０３〜０.１０％である。【００３４】
Ｃｕ、Ｎｂ：
銅（Ｃｕ）およびニオブ（Ｎｂ）は、いずれも靱性を高める作用を有するので、必要に応じて、これらの１種または２種を任意成分として添加してもよい。【００３５】
Ｃｕの靱性向上作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｃｕの含有量は０.０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０.１％とする。しかし、Ｃｕは鋼の熱間加工性を低下させるので、Ｃｕを含有させる場合にはＮｉも含有させて、熱間加工性を確保するのがよい。なお、Ｃｕの含有量が０.５％を超えると、Ｎｉと複合添加させても良好な熱間加工性を確保できない場合がある。従って、添加する場合のＣｕの含有量は０.０５〜０.５％とするのがよい。【００３６】
Ｎｂの靱性向上作用も不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｎｂ含有量は０.００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０.００５％以上とする。しかし、Ｎｂの含有量が０.１％を超えると、かえって靱性が低下する。従って、添加する場合のＮｂの含有量は０.００３〜０.１％とするのがよい。より好ましいＮｂ含有量の範囲は０.００３〜０.０３％、さら一層好ましい範囲は０.００５〜０.０２％である。【００３７】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：
エアバッグインフレータ用鋼管に更に一層良好な耐バースト性を確保させる目的で、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及び希土類金属元素（ＲＥＭ）の１種または２種以上を任意成分として必要に応じて添加してもよい。【００３８】
これらの元素は、いずれも靱性の異方性を改善して鋼管のＴ方向靱性を高め、これによって耐バースト性を一層高める作用を有する。この効果は不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、いずれの元素も０.０００３％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、いずれの元素も０.０１％を超えて含有させると、介在物がクラスター状になって地疵の問題が発生する。従って、これらの元素を添加する場合の含有量は、それぞれ０.０００３〜０.０１％とするのがよく、より好ましくは０.０００５〜０.００３％である。【００３９】
（Ｂ）｛１１０｝Ｌ／Ｔ
｛１１０｝Ｌ／Ｔとは、図１に示すように、鋼管を軸方向Ｌに垂直に切断した断面（縦ハッチで示す面、以下Ｌ面という）と周方向Ｔに垂直に切断した断面（斜めハッチで示す面、以下Ｔ面という）とについて、それぞれ｛１１０｝面のＸ線積分強度比を測定した時の、Ｔ面のＸ線積分強度比に対するＬ面のＸ線積分強度比の比を意味する。【００４０】
特開２００３−１７１７３８号公報に明らかにされているように、鋼の｛１１０｝面のＸ線積分強度比は製造条件による変動が大きく、｛１１０｝面のＸ線積分強度比のＬ面／Ｔ面の比率（すなわち、｛１１０｝Ｌ／Ｔ）は、集合組織のＬ方向とＴ方向の異方性を評価するパラメータとして使用することができる。ここで、Ｘ線積分強度比とは、断面サンプルで得られたＸ線回折図における｛１１０｝面といった特定の面方位に帰属されるピークの面積を、粉末試料のような結晶方位的に無秩序なサンプルから得られる同じ面方位に帰属されるピークの面積で除した値である。【００４１】
本発明の鋼管では、Ｌ面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比のＴ面で測定した｛１１０｝面のＸ線積分強度比の比率である｛１１０｝Ｌ／Ｔの値が５０以下である。｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０を越えると、集合組織の異方性が大きくなりすぎ、鋼管の靱性が低下し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験で脆性破壊が起こるようになり、−４０℃の温度で良好な耐バースト性（静圧バースト試験で亀裂進展がない）を示すことができなくなる。【００４２】
｛１１０｝Ｌ／Ｔの値は好ましくは３０以下であり、より好ましくは２０以下であってかつ引張強度が１０００ＭＰａ以上である。この値が３０以下、あるいは２０以下であって引張強度が１０００ＭＰａ以上である鋼管は靱性がより高く、−６０℃でのシャルピー衝撃試験において脆性破壊を生ずることがなく、−６０℃で良好な耐バースト性を示す。【００４３】
鋼管の｛１１０｝Ｌ／Ｔの値は、主に冷間加工時の加工度（減面率）により変動し、減面率が大きくなるほど｛１１０｝Ｌ／Ｔは大きくなる傾向がある。従って、本発明の鋼管の製造過程において、素管の冷間加工を｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０以下になるように設定すればよい。ただし、本発明で規定する鋼組成を満たし、かつ｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０以下であれば、前述した高強度と高靱性とが両立した鋼管になるので、本発明の鋼管は、以下に説明する製造方法とは異なる方法で製造されたものであってもよい。【００４４】
（Ｃ）製造方法
本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、上記組成を有する鋼から製造された素管に対して下記工程を順に行うことにより製造することができる：Ａｃ１変態点以上の温度への加熱とその後の急冷、Ａｃ１変態点より低温での焼戻し、冷間加工、好ましくはその後にＡｃ１変態点より低温での応力除去焼鈍。【００４５】
素管は、継目無鋼管と溶接鋼管のいずれでもよいが、信頼性の観点からは継目無鋼管が好ましい。継目無鋼管や溶接鋼管の製管法は特に限定するものではない。
鋼管に所要の引張強度を確保するため、Ａｃ１点以上への加熱と急冷により焼入れを施し、次いでＡｃ１点より低温で焼戻しを行う。【００４６】
急冷前の加熱温度がＡｃ１変態点より低いと、必要な高強度や靱性を確保することができない。上記の加熱温度はオーステナイト域であるＡｃ３変態点以上の温度とすることが好ましい。【００４７】
高温長時間の加熱は鋼管表面に生成するスケールが多くなり、表面性状が低下して耐バースト性が低下することもある。従って、上記加熱は、所定の加熱温度に急速加熱した後、短時間保持するものであることが好ましい。この急速加熱は１０℃／秒以上の昇温速度で行うこともできる。そのような急速加熱は、例えば、高周波誘導加熱や直接通電加熱により達成できるが、加熱手段は特に限定されるものではい。好ましい加熱手段は高周波誘導加熱である。【００４８】
特に、このような短時間の急速加熱の場合、好ましい加熱温度は９００〜１０００℃の範囲内であり、最も好ましくは９００〜９６０℃の範囲内である。加熱温度が９００℃より低いと、短時間加熱中に完全にオーステナイト化することができず、正常な組織が得られないことがある。加熱温度が１０００℃を超えると、γ粒径が粗大化して、靱性が低下することがある。【００４９】
Ａｃ１変態点以上の温度に加熱する際の加熱雰囲気は、表面スケールの発生を抑制する観点からなるべく酸素ポテンシャルの低い環境であることが望ましく、還元性雰囲気であれば更に好ましい。【００５０】
Ａｃ１変態点以上、好ましくはＡｃ３変態点以上、の温度に加熱した後の冷却は、所望の高強度を安定かつ確実に得るために、急冷（好ましくは８５０〜５００℃の温度域において平均で５℃／秒以上の冷却速度）とする。好ましくは、この冷却速度は２０℃／秒以上とする。このような急冷は水焼入れ等により実現可能である。【００５１】
急冷により常温近傍まで冷却された鋼管を、所望の高強度と良好な耐バースト性を付与するためにＡｃ１変態点以下の温度で焼戻しする。焼戻しの温度がＡｃ１変態点を超えると、上記特性を安定かつ確実に得ることが困難になる。この焼戻しは４５０〜６５０℃の温度域に２０分以上保持することにより行うことが好ましい。【００５２】
こうして焼入れと焼戻しを行った素管に対して冷間加工を施し、所定の寸法および表面性状に仕上げる。冷間加工の方法は特に制限されないが、通常は冷間抽伸または冷間圧延により行われる。【００５３】
本発明の方法では、この冷間加工の後にはＡｃ１以上の温度での熱処理を行わないので、この冷間加工における加工度が、鋼管の集合組織の異方性、すなわち、｛１１０｝Ｌ／Ｔの値を左右する。つまり、加工度が大きいほど、異方性が高まり、従って｛１１０｝Ｌ／Ｔの値が大きくなる傾向がある。その意味からは、冷間加工を減面率が６５％以下になるように行うことが好ましい。減面率が６５％より高くなると、加工後の鋼管の｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０より大きくなることがある。減面率はより好ましくは４０％以下であり、それにより、｛１１０｝Ｌ／Ｔが３０以下と低く、−６０℃でも良好な耐バースト性を示す高強度で靱性に優れた鋼管が得られる。【００５４】
冷間加工は２回以上に分けて行うことができる。その場合には、合計の減面率が６５％以下になるようにすればよい。
冷間加工後、靱性を損なわずに冷間加工により導入された歪みを除去するため、Ａｃ１変態点より低温での応力除去焼鈍を行うことが好ましい。冷間加工を２回以上に分けて行う場合には、各回の冷間加工の後にこのような応力除去焼鈍を行うことが好ましい。この応力除去焼鈍は、４００〜６５０℃の温度域に１０分間以上保持することにより行うことが好ましい。ただし、この範囲の低温度側では青熱脆性温度範囲に入る恐れがあるため、例えば、４５０℃以上、さらには５００℃以上といった、この範囲内でより高温度側での応力除去焼鈍が望ましい。一方、この応力除去焼鈍の条件によって鋼管の引張強度が変動し、温度が低い方が引張強度は高くなる。応力除去焼鈍の条件を適切に選択することにより、青熱脆性を引き起こさずに１０００ＭＰａ以上の高強度の鋼管を得ることができる。【００５５】
かくして、本発明によれば、引張強度が９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上と高強度で、−４０℃以下、好ましくは−６０℃以下のシャルピー衝撃試験で１００％延性破面を示し、−４０℃、好ましくは−６０℃での内圧バースト試験において亀裂進展を示さない、高靱性を備えたエアバッグインフレータ用鋼管が実現可能となる。従って、本発明のエアバッグインフレータ用鋼管は、エアバッグインフレータの高圧化と薄肉化に十分対応できる。【００５６】
以下の実施例により本発明を例証する。これらの実施例はいかなる意味でも、制限ではなく、例示であると考えるべきものである。実施例で使用した表１に示す組成を有する鋼Ｎｏ．１〜２１において、Ａｃ１変態点は７００〜７６０℃の範囲であり、Ａｃ３変態点は８２０〜８８０℃の範囲であった。
【実施例１】
【００５７】
表１に示す鋼組成を有するビレットを用い、１２５０℃に加熱した後、通常のマンネスマンピアサ−マンドレルミル方式による穿孔と圧延により、外径４２.７ｍｍ×肉厚３.９ｍｍの公称寸法に熱間製管して、素管となる継目無鋼管を製造した。表１に示す鋼組成のうち、Ｎｏ.１７〜１９（Ｍｎ＋４０×Ｔｉ）の値が本発明で規定する範囲から外れた例であり、Ｎｏ.２０，２１はＣｒの含有量が範囲外である例であって、これらはいずれも比較鋼である。【００５８】
各素管を、表２に示すように、通常のウォーキングビーム炉で９２０℃に１０分間加熱（昇温速度は０.３℃／秒、雰囲気：大気）した後、水冷して水焼入れ（表２にはＱとして加熱温度を表示）を行い、次いでウォーキングビーム炉（雰囲気：大気）でＡｃ１変態点以下の温度で３０分間の焼戻し（温度は表２にＴと表示）を施した。なお、水冷時の８５０〜５００℃の温度域での冷却速度は２０℃／秒以上であった。その後、素管に抽伸による冷間加工を施した。本例では、表２に示すように、冷間抽伸を２回行い、それらの合計減面率は６３.２％であった。各冷間抽伸加工後にＡｃ１変態点より低温で２０分間の応力除去焼鈍（温度は表２にＳＲと表示）を行い、最終的に外径２４.０ｍｍ、肉厚２.６０ｍｍの鋼管を製造した。
【実施例２】
【００５９】
実施例１と同様にして鋼管を製造したが、本例では、表２に示すように、実施例１で実施した２回の冷間抽伸のうち、２回目の抽伸とその後の応力除去焼鈍を実施しなかった。従って、冷間抽伸の減面率は３９.１％であり、鋼管の最終形状は外径が３２.０ｍｍ、肉厚が３.２０ｍｍであった。
[比較例１]
実施例１と同様にして鋼管を製造したが、素管の形状は外径５０.８ｍｍ、肉厚４.８ｍｍであった。この素管を実施例１と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱処理した後、表２に示すように、３回の冷間抽伸加工を施した。各抽伸加工の後は、実施例１と同様に応力除去焼鈍を行った。冷間抽伸の合計減面率は７４.８％であり、鋼管の最終形状は外径が２４.０ｍｍ、肉厚が２.６０ｍｍであった。なお、後述するように、本例で製造された鋼管は、冷間加工の減面率が高すぎたために、｛１１０｝Ｌ／Ｔの値がすべての鋼種において５０より大きくなった。従って、本例の鋼管はすべて比較例である。
【実施例３】
【００６０】
実施例１と同様にして鋼管を製造したが、素管の形状は外径５０.８ｍｍ、肉厚４.０ｍｍであった。この素管を実施例１と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱処理した後、表２に示すように、減面率４０.７％の冷間抽伸加工を１回施し、その後に実施例１と同様に応力除去焼鈍を行った。鋼管の最終形状は外径が４０.０ｍｍ、肉厚が３.００ｍｍであった。
【実施例４】
【００６１】
実施例１と同様に鋼管を製造したが、素管の形状は実施例３と同じく、外径５０.８ｍｍ、肉厚４.０ｍｍであった。この素管を実施例１と同様に焼入れおよび焼戻しにより熱処理した後、表２に示すように、減面率２３.４％の冷間抽伸加工を１回施し、その後に実施例１と同様に応力除去焼鈍を行った。鋼管の最終形状は外径が４５.０ｍｍ、肉厚が３.４５ｍｍであった。【００６２】
【表１】
0004208013.tif 000002
【００６３】
【表２】
0004208013.tif 000003
【００６４】
以上の各実施例および比較例で製造された各鋼管について、｛１１０｝Ｌ／Ｔを求めるための｛１１０｝面のＸ線積分強度比の測定、Ｔ方向シャルピー試験および引張試験、ならびにバースト試験を次のようにして実施した。【００６５】
＜Ｘ線積分強度比の測定＞
各鋼管から一定長さの部分を切出し、それを室温で管の軸方向に切断して展開した。展開した鋼管から、軸方向Ｌに垂直な断面（図１のＬ面）が露出したサンプルと周方向Ｔに垂直な断面（図１のＴ面）が露出したサンプルとを採取して、それぞれＬ面およびＴ面の測定用試験片を作製した。Ｌ面およびＴ面用の各断面試験片から得られた、横軸が回折角２θであるＸ線回折図において、｛１１０｝面に帰属されるピークの面積（すなわち、Ｘ線積分強度）を測定した。測定されたピーク面積を、結晶方位的に無秩序な粉末サンプルから同様に測定された同じ面方位のピーク面積で除して、Ｌ面およびＴ面のそれぞれの｛１１０｝面のＸ線積分強度比を算出した。Ｌ面のＸ線積分強度比をＴ面のＸ線積分強度比で除して｛１１０｝Ｌ／Ｔの値を算出した。【００６６】
＜Ｔ方向シャルピー試験および引張試験＞
各鋼管から一定長さの部分を切出し、それを室温で管の軸方向（Ｌ方向）に切断して展開した。展開した管からその周方向（Ｔ方向）に沿って（試験片の長辺がＴ方向になるように）ＪＩＳＺ２００２に規定の幅が２.５ｍｍのＶノッチシャルピー試験片を採取し、室温より低温の各種温度でシャルピー衝撃試験に供して、破面の延性破面率を測定した。試験結果は、延性破面率１００％を確保できる最低の温度（以下ｖＴｒｓ１００と表記する）により表示する。この温度が低いほど、靱性が高い。【００６７】
引張強度は、上記と同様にＴ方向に沿って採取したＪＩＳＺ２２０１に規定の１１号試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１に規定の金属材料引張試験方法に準じて行った。
＜静圧バースト試験＞
各鋼管から２５０ｍｍ長さの鋼管試験片を３個ずつ切り出し、各鋼管について３回ずつの静圧バースト試験を実施した。【００６８】
バースト試験の温度は、ｖＴｒｓの値が−６０℃以下であった実施例２および４では−６０℃とし、残りの実施例１および３ならびに比較例１では−４０℃とした。
試験は、長さ２５０ｍｍの試験片の鋼管の両端を蓋板の溶接により閉鎖し、−４０℃または−６０℃の液体により管の内部に加えた静圧を増大させて管をバースト（破裂）させた。耐バースト性は、バーストさせた管のバースト部（破裂部）の周囲を目視で観察し、バースト部の両側の亀裂の伝播状況により表３に示すように評価した。【００６９】
【表３】
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【００７０】
以上の試験結果を表４にまとめて示す。表４において、バースト試験結果は、試験した３本の鋼管についての結果を、それぞれ表３に示す評価記号で示す。その他の試験結果は３回の測定値の平均である。【００７１】
【表４−１】
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【００７２】
【表４−２】
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【００７３】
表４からわかるように、本発明に係る鋼組成を有し、かつ｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０以下である実施例１〜４の鋼Ｎｏ.１〜１６の鋼管は、引張強度が９００ＭＰａ以上とうい高強度と示すと同時に、ｖＴｒｓ１００が−４０℃以下という良好な靱性と、−４０℃以下のバースト試験において亀裂が全く進展しないという、良好な耐バースト性とを併せて示した。【００７４】
特に、冷間加工における減面率が４０％以下で、｛１１０｝Ｌ／Ｔがそれぞれ３０以下および２０以下となった実施例２および４では、ｖＴｒｓ１００の値が−６０℃以下と靱性がさらに向上し、バースト試験温度を−６０℃に低下させても、亀裂が全く進展しない優れた耐バースト性を示した。【００７５】
一方、比較例１では、鋼組成は同じであるにもかかわらず、冷間加工における減面率が６５％を超えたため、｛１１０｝Ｌ／Ｔが５０より大と、鋼管の異方性が大きくなりすぎた。そのため、ｖＴｒｓ１００が−１５〜−２５℃の範囲となり、目的とする靱性が得られなかった。また、−４０℃でのバースト試験では、全ての鋼組成において、試験した３本の各鋼管において、管端に達する亀裂の進展が見られ、耐バースト性も不芳であった。【００７６】
全ての実施例および比較例についてｖＴｒｓ１００の値とバースト試験の結果（耐バースト性）に相関性が見られ、ｖＴｒｓ１００がバースト試験の実施温度以下であれば、耐バースト性が良好になることがわかる。従って、面倒なバースト試験を実施しなくても、ｖＴｒｓ１００の値だけで耐バースト性を予測することができることも、表４からわかる。【００７７】
鋼管の引張強度は、実施例１、２では９００ＭＰａ台であったが、同じ鋼組成で冷間加工の条件を変えることにより、実施例３、４では引張強度が１０００ＭＰａ台と高くなった。このように、本発明によれば、エアバッグインフレータ用鋼管の引張強度を、エアバッグの仕様に応じて必要なレベルになるように調整できる。【００７８】
｛１１０｝Ｌ／Ｔが本発明で規定する５０以下という要件を満たしても、鋼組成、特に前記（２）式で規定する［Ｍｎ＋４０×Ｔｉ］の値またはＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を外れると、引張強度は同レベルにとどまるものの、ｖＴｒｓ１００の値は−４０℃以下という目標値を達成することができず、各実施例または比較例においていずれも大幅に高くなった。特に実施例４では、ｖＴｒｓ１００の値が、本発明例の鋼Ｎｏ.１〜１６では−６０〜−７０℃であるのに対し、比較鋼の鋼Ｎｏ.１７〜２１では−１５〜−２５℃であり、その差は約４５℃前後と非常に大きくなった。他の実施例でも、この差はいずれも約３０℃前後あり、シャルピー衝撃試験結果において、本発明例の鋼と比較鋼との間に顕著な差が現れた。その結果、これら比較鋼の鋼管では、いずれもバースト試験において試験した３本の鋼管に管端に達する亀裂進展が発生し、耐バースト性が不芳となった。
【図１】
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