气囊充气机用钢管及其制造方法

专利名称：气囊充气机用钢管及其制造方法
技术领域：
本发明涉及气囊充气机用钢管(用于气囊充气机的钢管)及其制造方法，该气囊充气机用钢管兼有抗拉强度为900MPa以上优选1000MPa以上这样的高强度、以及在-40℃优选-60℃时未呈现脆性断裂面而在这种低温条件下的静压破裂试验中没有龟裂发展这种良好的韧性和低温抗破裂性。
背景技术：
为了增大汽车的安全性，在驾驶席和副驾驶席上搭载的气囊(气垫)系统已经成为标准配置。以往的气囊系统使用爆炸性药品来产生用于展开气囊的气体。但是，根据调整气囊展开速度的响应性和气体压力的需要，开发出了对被称为充气机(或储气筒)钢管填充用于展开气囊的高压气体的其它种类的气囊系统，其应用广泛。
普通的充气机具有在缩径加工两端而成的钢管的一端焊接盖板而将其封闭、且在上述钢管的另一端安装气囊工作装置的结构、当检测碰撞时使充气机内的高压气体一下子喷到气囊内。因而，因在极短时间内以较大的变形速度而在气囊充气机用钢管中负荷有应力。因此，与压力缸和管线管这种以往类型的结构件不同，除了高尺寸精度、加工性和焊接性之外，还要求气囊充气机用钢管具有高强度和优良的抗破裂性、高韧性。为了使汽车即使在寒冷地域也能使用，必须在-40℃以下这样的低温时也能确保抗破裂性。
例如在日本特开平10-140238号公报、特开2002-194501号公报、特开2002-294339号公报和特开2003-171738号公报这些公报中公开了适用于充气机的气囊用钢管及其制造方法。但是，上述各公报中记载的技术虽然都想获得高强度高韧性的气囊用钢管，但已实现的抗拉强度是大于等于800MPa且小于900MPa、或大于等于900MPa且小于1000MPa，即使最高也就是947MPa，而没有同时实现1000MPa以上的高强度与优良的韧性。

发明内容
由于燃料费上升，汽车轻量化的意向变强，随之还要求气囊系统小型、轻量，这就需要充气机压力更高压化和更薄壁化。为了实现这些目的，要求抗拉强度比以往高、且韧性也优良的气囊充气机用钢管。
另外，从安全性方面考虑，气囊充气机用钢管的抗破裂性良好也很重要。该良好的抗破裂性通过在-40℃以下的静压破裂试验中未产生脆性破坏、且龟裂未在钢管全长上发展优选是完全没有发展而得到证实。
本发明的目的在于提供高强度气囊充气机用钢管及其制造方法，该高强度气囊充气机用钢管具有抗拉强度为900MPa以上优选为1000MPa以上这样的高强度、通过-40℃以下的夏比冲击试验中为100％延展性断裂面而得到证实的高韧性、以及上述良好的抗破裂性。
本发明的另一目的在于提供高强度气囊充气机用钢管及其制造方法，该高强度气囊充气机用钢管除了具有上述性能之外，还具有良好的尺寸精度、加工性以及焊接性。
采用本发明，通过对钢管选择特定的钢成分、并控制为了得到合理的钢组织而对其进行的冷加工，从而可以解决上述课题。
在此，本发明的气囊充气机用钢管以质量％计，其钢成分含有0.05～0.20％的C、0.1～1.0％的Si、0.025％以下的P、0.010％以下的S、0.05～1.45％的Cr、0.10％以下的Al、0～1.0％的Mo、0～1.5％的Ni、0～0.2％的V、0～0.005％的B、0～0.5％的Cu、0～0.1％的Nb、0～0.01％的Ca、0～0.01％的Mg、0～0.01％的REM，且含有满足下述式(1)和式(2)的Ti和Mn中的一方或两方，Ti≤0.02％ ......(1)0.4％≤Mn+40×Ti≤1.2％ ......(2)其余部分由Fe和杂质组成，在垂直于钢管轴线方向L的断面测定出的{110}面的X线积分强度之比相对于在垂直于钢管圆周方向T的断面测定出的{110}面的X线积分强度之比的比(以下记为{110}L/T)为50以下，该气囊充气机用钢管具有900MPa以上的抗拉强度。
在第1样态中，上述钢成分含有选自下述(I)、(II)和(III)中1个以上的组中的1种或2种以上的元素(I)0.05～1.0％的Mo、0.05～1.5％的Ni、0.01～0.2％的V和0.0003～0.005％的B中的1种或2种以上；(II)0.05～0.5％的Cu和0.003～0.1％的Nb中的1种或2种以上；(III)0.0003～0.01％的Ca、0.0003～0.01％的Mg和0.0003～0.01％的REM中的1种或2种以上。
优选{110}L/T为30以下，更优选{110}L/T为20以下且抗拉强度为1000MPa以上。由此，钢管的韧性得到进一步改善，在-60℃的夏比冲击试验中不会出现脆性断裂面，并且呈现出-60℃时良好的抗破裂性。
优选本发明的气囊充气机用钢管在冷加工后不接受钢的Ac1变态点以上温度的热处理。由此，能确保较高的尺寸精度。
可以通过包含如下工序的方法来制造本发明的气囊充气机用钢管用具有上述规定的钢成分的钢制造管坯，将该管坯加热至钢的Ac1变态点以上的温度后将其骤冷，接着以低于Ac1变态点温度的温度对该管坯进行回火，然后进行冷加工；优选是在进行冷加工之后，通过以低于Ac1变态点温度的温度进行去应力退火。
可以进行1次或多次冷加工。当使此时的截面减少率(当进行多次冷加工时为总计截面减少率)为65％以下时，能得到满足上述{110}L/T的要件的组织。特别是当截面减少率为40％以下而{110}L/T为30以下时，能制造韧性和抗破裂性更好的钢管。
采用本发明，能可靠且稳定地提供这样一种气囊充气机用钢管具有拉伸强度为900MPa以上、优选为1000MPa以上的高强度，在-40℃以下优选是-60℃以下的温度的夏比试验呈现100％的延展性断裂面，在-40℃优选是-60℃时的静压破裂试验中未发现龟裂的传播，强度高且低温韧性优良。然后如实施例所示，夏比冲击试验的结果与静压破裂试验的结果很对应。因而，即使实际上不进行使钢管破裂的静压破裂试验，也能根据夏比冲击试验的结果预测钢管在低温时的抗破裂性。
由于在冷加工后不进行Ac1变态点以上的温度的热处理就能制造该气囊充气机用钢管，因此尺寸精度高、而且其加工性和焊接性也良好。本发明可以使气囊系统小型化和轻量化，因而有利于汽车的燃料费改善。


图1是说明垂直于钢管的轴线方向L的面(L面)和垂直于钢管的圆周方向T的面(T面)的说明图。
具体实施例方式
(A)钢的化学成分本发明的气囊充气机用钢管具有上述特定的钢成分，该钢成分含有满足下述式(1)和式(2)的Ti和Mn的含量(式中，Ti和Mn都是指以质量％计的含量)Ti≤0.02％ ......(1)0.4％≤Mn+40×Ti≤1.2％ ......(2)Ti和Mn中的任一方的含量也可以是0％。
如上述那样地限定本发明的钢成分中的各种元素的含量的范围的理由如下所述。此外，表示钢成分的％都是质量％。
C0.05～0.20％碳(C)是廉价且对提高钢的强度的元素有效。当其含量小于0.05％时，难以得到期望的900MPa以上、优选1000MPa以上这样的高强度。另一方面，当C含量超过0.20％时，加工性和焊接性降低。C含量的优选范围是0.08～0.20％，更优选的范围是0.12～0.17％。
Si0.1～1.0％硅(S)除了具有脱氧作用之外，还能提高钢的淬透性而提高钢的强度。为了充分地得到这些作用，使Si含量为0.1％以上。但是，当Si含量超过1.0％时，韧性降低。Si含量的优选范围是0.2～0.5％。
P0.025％以下磷(P)因晶界偏析而导致韧性降低。特别是，当其含量超过0.025％时，韧性的降低变得显著。P的含量优选为0.020％以下，如果为0.015％以下则更好。
S0.010％以下硫(S)特别是会降低钢管T方向、即钢管圆周方向的韧性。尤其是，当其含量超过0.010％时，钢管T方向的韧性降低变得显著。S含量优选为0.005％以下，如果为0.003％以下则更好。
Cr0.05～1.45％铬(Cr)有利于提高钢的强度和韧性。当其含量小于0.05％时，难以得到上述效果。但是，当其含量超过1.45％时，导致焊接部分的韧性降低。Cr含量的优选范围是0.2～1.0％，更优选的范围是0.4～0.8％。
Al0.10％以下铝(Al)具有脱氧作用，是对提高韧性和加工性有效的元素。但是，当铝含量超过0.10％时，发纹的产生变得显著。由于Al含量即使是杂质水平也可，因此其下限没有特别确定，但是优选为0.005％以上。Al含量的优选范围是0.005～0.05％。本发明的Al含量是指可溶于酸的Al(所谓“sol.Al”)的含量。
以上述基本的钢成分为前提，确保作为气囊充气机用钢管的韧性，同时得到900MPa以上、优选1000MPa以上这样的高强度，因此，将Mn和Ti含量调整为满足上述式(1)和式(2)。
Ti0～0.02％钛(Ti)是也可以不在本发明的钢成分中添加的元素，但当要添加Ti时，为了满足式(1)而使其含量为0.02％以下。其下限没有特别规定，也包括为杂质水平的情况。
Ti是若添加就具有脱氧作用的元素。而且其与N的亲和力较强，高温时作为Ti的氮化物而稳定存在。因而，有助于抑制热轧时的晶粒长大、提高韧性。为了得到Ti的这种作用，优选Ti含量为0.003％以上。但是，当Ti含量超过0.02％时，反而会降低韧性。因而，优选是在0.003～0.02％的范围内添加Ti。
Mn1.2％以下锰(Mn)具有脱氧作用，还是对提高钢的淬透性而提高其强度和韧性有效的元素。其含量最大为1.2％。当其含量小于0.20％时，有时无法得到足够的强度和韧性，因此优选Mn含量为0.20％以上。另一方面，当Mn含量超过1.0％时，有时会使MnS晶粒长大，该长大了的晶粒会在热轧时伸展，使韧性降低。因而，Mn含量优选为0.20～1.0％，更优选为0.4～0.8％。
将Ti和Mn含量调整为满足上述式(2)。当(Mn+40×Ti)的值小于0.4％或大于1.2％时，无法得到期望的高强度和/或高韧性。(Mn+40×Ti)的值优选为0.6～1.0％。
为了进一步改善钢的强度、抗破裂性、和/或焊接性，除了添加上述成分外，根据情况的不同，可以在后述的范围内对本发明的钢管的钢成分添加Mo、Ni、Cu、V、Nb、B、Ca、Mg及REM中的1种或2种以上。
Mo、Ni、B、V钼(Mo)、Ni(镍)、B(硼)及V(钒)都有提高淬透性的作用，因此可以作为任意成分而根据需要添加其中的1种或2种以上。
Mo还因固溶强化和析出强化而具有提高强度的作用。虽然Mo的这些作用是即使其为杂质水平的含量也能得到的，但为了更显著地得到该效果，优选使Mo含量为0.05％以上。但是，当Mo含量超过0.5％时，焊接部分硬化而使韧性下降。因而，在要添加Mo时，优选使其含量为0.05～1.0％，进一步优选为0.05～0.50％，再进一步优选为0.1～0.40％。
Ni也具有提高韧性的作用。虽然Ni的这种作用是即使其为杂质水平的含量也能得到的，但为了更显著地得到该效果，优选使Ni含量为0.05％以上。但是，Ni是贵重的元素，特别是当其含量超过1.5％时，成本显著上升。因而，在要添加Ni时，优选使其含量为0.05～1.5％，进一步优选为0.1～1.0％。
虽然B的提高淬透性的作用是即使其为杂质水平的含量也能得到的，但为了更显著地得到该效果，优选B含量为0.0003％以上。但是，当B含量超过0.005％时，韧性降低。因而，在要添加B时，优选使其含量为0.0003～0.005％。B含量的更优选的范围是0.0003～0.002％。
V的提高淬透性的作用是即使其为杂质水平的含量也能得到的。V还因沉淀强化而具有提高强度的作用。虽然V的这种作用当其含量为0.01％以上时就有效果，但当超过0.2％时使韧性降低。因而，在要添加V时，可以使其含量为0.01～0.2％。V含量的更优选的范围是0.03～0.10％。
Cu、Nb铜(Cu)和铌(Nb)都具有提高韧性的作用，因此可以根据需要作为任意成分添加它们中的1种或2种以上。
虽然Cu的韧性提高作用是即使其为杂质水平的含量也能得到的，但为了更显著地提高该效果，优选使Cu含量为0.05％以上，更优选使其为0.1％以上。但是，由于Cu使钢的热加工性降低，因此在含有Cu时也含有Ni，可以确保热加工性。此外，当Cu含量超过0.5％时，即使与Ni复合添加，有时仍无法确保良好的热加工性。因而，在要添加Cu时，可以使Cu含量为0.05～0.5％。
虽然Nb的提高韧性的作用也是即使其为杂质水平的含量仍可以得到，但为了更显著地得到该效果，优选使Nb含量为0.003％以上，更优选使其为0.005％以上。但是，当Nb含量超过0.1％时，反而使韧性下降。因而，在要添加Nb时，可以使其含量为0.003～0.1％。更优选的Nb含量的范围是0.003～0.03％，更优选的范围是0.005～0.02％。
Ca、Mg、REM为了使气囊充气机用钢管进一步确保更好的抗破裂性，也可以作为任意成分而根据需要添加钙(Ca)、镁(Mg)和稀土类金属元素(REM)中的1种或2种以上。
这些元素都具有改善韧性的各向异性而提高钢管的T方向韧性、并由此进一步提高抗破裂性的作用。虽然该效果是即使其为杂质水平的含量也能得到的，但为了显著地得到该效果，优选使这些元素的含量都为0.0003％以上。但是，当这些元素的含量都超过0.01％时，夹杂物成为群状而产生发纹的问题。因而，在要添加这些元素时，它们的含量都可以为0.0003～0.01％，更优选是为0.0005～0.003％。
(B){110}L/T如图1所示，所谓{110}L/T是指对于与轴线方向L垂直地切断钢管而得到的断面(用纵剖面线表示的面，以下称L面)、和与圆周方向T垂直地切断钢管而得到的断面(用斜剖面线表示的面，以下称T面)而言，测定了各自{110}面的X线积分强度比时的、L面的X线积分强度比相对于T面的X线积分强度比的比。
如日本特开2003-171738号公报所表明的那样，钢的{110}面的X线积分强度比由制造条件引起的变动较大，L面的{110}面的X线积分强度比相对于T面的{110}面的X线积分强度比的比率(即，{110}L/T)可以用作评价结构的L方向与T方向的各向异性的参数。在此，所谓X线积分强度比是将归属于由断面样品得到的X线衍射图中的{110}面这样的特定面方位的峰值面积，除以归属于由粉末试料这种结晶方位无秩序的样品得到相同面方位的峰值面积而得到的值。
在本发明的钢管中，在L面测得的{110}面的X线积分强度比相对于在T面测得的{110}面的X线积分强度比的比率、即{110}L/T的值为50以下。当{110}L/T超过50时，结构的各向异性过大，钢管的韧性降低，在-40℃时的夏比冲击试验中引起脆性破坏，不能呈现出在-40℃的温度时良好的抗破裂性(在静压破裂试验中没有龟裂发展)。
{110}L/T的值优选为30以下，更优选为20以下且抗拉强度为1000MPa以上。该值为30以下或该值为20以下且抗拉强度为1000MPa以上的钢管的韧性更高，在-60℃时的夏比冲击试验中不会产生脆性破坏，在-60℃呈现出良好的抗破裂性。
钢管的{110}L/T的值主要根据冷加工时的加工度(截面减少率)而变动，有截面减少率越增大而{110}L/T就越增大的倾向。因而，在制造本发明的钢管的过程中，可以将管坯的冷加工设定成{110}L/T为50以下。但是，若满足本发明所规定的钢成分、且{110}L/T为50以下，则得到了上述高强度和高韧性并存的钢管，因此，本发明的钢管也可以用与下面说明的制造方法不同的方法来制造。
(C)制造方法可以通过对管坯依次进行下面的工序来制造本发明的气囊充气机用钢管，该管坯由具有上述成分的钢来制造。即，向Ac1变态点以上的温度加热而后进行骤冷、在低于Ac1变态点温度的温度进行回火、进行冷加工，优选在冷加工之后在低于Ac1变态点温度的温度进行去应力退火。
管坯可以是无缝钢管和焊接钢管中的任一种，但从可靠性的观点考虑优选无缝钢管。但并不特别限定无缝钢管或焊接钢管的制造方法。
为了确保钢管所需的抗拉强度，通过向Ac1点以上进行加热和骤冷来实施回火，接着在低于Ac1变态点温度的温度进行回火。
当骤冷前的加热温度低于Ac1变态点温度时，无法确保必要的高强度和韧性。上述加热温度优选是作为奥氏体区的Ac3变态点以上温度的温度。
高温长时间的加热在钢管表面生成的氧化皮增多，也有时表面性状降低而抗破裂性降低。因而，上述加热优选是在急速加热成规定加热温度之后在短时间内保持该温度。该急速加热也可以在10℃/秒以上的升温速度下进行。这样的急速加热例如可以通过高频感应加热或直接通电加热来实现，但加热手段不受特别的限定。优选的加热手段是高频感应加热。
特别是，这种短时间的急速加热时，优选的加热温度是900～1000℃的范围内，最优选是在900～960℃的范围内。当加热温度低于900℃时，有时无法在短时间加热过程中完全奥氏体化而不能得到正常的组织。当加热温度超过1000℃时，有时γ晶粒粗化、韧性降低。
从抑制表面氧化皮的产生方面考虑，希望尽可能地使加热至Ac1变态点温度以上的温度时的加热气氛为氧势较低的环境。如果是还原性气氛则更好。
为了稳定可靠地得到所需的高强度，加热至Ac1变态点以上、优选是Ac3变态点以上的温度之后的冷却为骤冷(优选是在850～500℃的温度区平均为5℃/秒以上的冷却速度)。优选是该冷却速度为20℃/秒以上。可以通过水淬等实现这样的骤冷。
为了给因骤冷而被冷却至常温附近的钢管所需的高强度和良好的抗破裂性而在Ac1变态点温度以下的温度进行回火。当回火温度超过Ac1变态点时，难以稳定可靠地得到上述特性。优选该回火是通过在450～650℃的温度区保持20分钟以上来进行的。
对这样进行过淬火和回火的管坯实施冷加工，精加工至规定的尺寸和表面性状。冷加工的方法不受特别的限制，但通常通过冷拔或冷轧来进行的。
在本发明的方法中，由于在该冷加工后未进行Ac1以上的温度的热处理，因此该冷加工的加工度左右了钢管的结构的各向异性、即{110}L/T的值。即，加工度越大，各向异性越高，因而有{110}L/T的值增大的倾向。其意思是优选进行冷加工使截面减少率成为65％以下。当截面减少率高于65％时，有时加工后的钢管的{110}L/T大于50。更优选是截面减少率为40％以下，由此，能得到{110}L/T低至30以下的、即使在-60℃也呈现出良好的抗破裂性的高强度且韧性优良的钢管。
冷加工可以分为2次以上来进行。在该情况下，只要总计的截面减少率为65％以下即可。
为了在冷加工后不损失韧性而除去由冷加工导入的应力，优选是进行温度低于Ac1变态点温度的去应力退火。在将冷加工分为两次以上进行时，优选是在各次冷加工之后进行这样的去应力退火。优选是该去应力退火通过在450～650℃的温度区保持10分钟以上来进行。但是，有可能在该范围的低温一侧进入蓝脆性温度范围，因此，例如希望在450℃以上进而500℃以上这样的该范围内在温度更高一侧进行去应力退火。另一方面，钢管的抗拉强度因该去应力退火的条件而变动，温度较低的一方的抗拉强度增高。通过适当的选择去应力退火的条件，可以不引起蓝脆性而得到1000MPa以上的高强度的钢管。
这样，采用本发明，可得到这样的气囊充气机用钢管具有抗拉强度为900MPa以上优选1000MPa以上这样的高强度，在-40℃以下优选-60℃以下的夏比冲击试验中呈现出100％的延展性断裂面，在-40℃以下优选-60℃以下的静压破裂试验中未呈现龟裂的发展，具有高韧性。因而，本发明的气囊充气机用钢管可以充分应对气囊充气机的高压化和薄壁化。
通过下面的实施例来例证本发明。这些实施例无论意思如何都不是限制本发明，而应认为是例子。在具有本实施例所使用的表1所示的成分的钢No.1～21中，Ac1变态点是700～760℃的范围，Ac3变态点是820～880℃的范围。
实施例1使用具有表1所示的钢成分的钢坯，加热至1250℃之后用通常的曼内斯曼穿轧机-芯棒式无缝管轧机方式进行穿孔和轧制，由此将钢管热加工至外径42.7mm×壁厚3.9mm的公称尺寸，从而制造出作为管坯的无缝钢管。表1所示的钢组成中的No.17～19(Mn+40×Ti)的值是偏离了本发明所规定的范围的例子，No.20、21是Cr含量在范围外的例子，这些都是比较钢。
如表2所示，在用普通的步进式加热炉将各管坯加热(升温速度为0.3℃/秒、气氛为大气)10分钟至920℃之后，进行水冷水淬(在表2中用Q表示加热温度)，接着用步进式加热炉(气氛为大气)在Ac1变态点以下的温度实施了30分钟的回火(温度在表2中表示为T)。此外，水冷时的850～500℃的温度区的冷却速度为20℃/秒以上。然后，由拉拔对管坯进行了冷加工。在本例中，如表2所示，进行两次冷拔，它们的总计截面减少率为63.2％。在各冷拔加工后在低于Ac1变态点温度的温度进行20分钟的去应力退火(温度在表2中表示为SR)，最终制造出外径为24.0mm、壁厚为2.60mm的钢管。
实施例2虽然与实施例1相同地制造了钢管，但如表2所示，并未实施实施例1中实施的两次冷拔中的第2次拉拔和其后的去应力退火。因而，冷拔的截面减少率为39.1％，钢管的最终形状是外径为32.0mm，壁厚为3.20mm。
比较例1虽然与实施例1相同地制造了钢管，但管坯的形状是外径为50.8mm，壁厚为4.8mm。在通过与实施例1相同的淬火和回火来对该管坯进行热处理之后，如表2所示，实施了3次冷拔加工。各拉拔加工之后与实施例1同样地进行了去应力退火。冷拔的总计截面减少率为74.8％，钢管的最终形状是外径为24.0mm、壁厚为2.60mm。此外，如后述那样，本例中制造出的钢管由于冷加工的截面减少率过高，因此在所有钢种中其{110}L/T的值大于50。因而，本例的钢管是所有比较例。
实施例3虽然与实施例1相同地制造了钢管，但管坯的形状是外径为50.8mm，壁厚为4.0mm。在通过与实施例1相同的淬火和回火来对该管坯进行热处理之后，如表2所示，实施了1次截面减少率为40.7％的冷拔加工，之后与实施例1同样地进行了去应力退火。钢管的最终形状是外径为40.0mm、壁厚为3.00mm。
实施例4虽然与实施例1相同地制造了钢管，但管坯的形状与实施例3相同，是外径为50.8mm，壁厚为4.0mm。在通过与实施例1相同的淬火和回火来对该管坯进行热处理之后，如表2所示，实施了1次截面减少率为23.4％的冷拔加工，之后与实施例1同样地进行了去应力退火。钢管的最终形状是外径为45.0mm、壁厚为3.45mm。
表1

表2
对于用以上的各实施例和比较例制造出的各钢管，如下述那样地实施了用于求出{110}L/T的{110}面的X线积分强度比的测定、T方向夏比试验、拉伸试验、以及破裂试验。
(X线积分强度比的测定)从各钢管切除恒定长度的部分，在室温下将其沿管的轴线方向切断并展开。从展开后的钢管选取垂直于轴线方向L的断面(图1的L面)露出的试样、和垂直于圆周方向T的断面露出(图1的T面)的试样，分别制作出L面和T面的测定用试样。在从L面和T面用的各断面试样中得到的、横轴为衍射角2θ的X线衍射图中，测定了归属于{110}面的峰值面积(即，X线积分强度)。将测定出的峰值面积除以从结晶方位无秩序的粉末试样同样地测定出的相同面方位的峰值面积，算出了L面和T面各自的{110}面的X线积分强度。将L面的X线积分强度比除以T面的X线积分强度比而算出了{110}L/T的值。
(T方向夏比冲击试验和拉伸试验)从各钢管切除恒定长度的部分，在室温下将其沿管的轴线方向(L方向)切断并展开。从展开后的钢管沿圆周方向(T方向)(试样的长边为T方向)选取JISZ2002所规定的宽度为2.5mm的V型槽口夏比试样，将其在低于室温的各种温度提供给夏比冲击试验，测定了断裂面的塑性断口率。用能确保塑性断口率为100％的最低温度(以下记为vTrs100)表示试验结果。该温度越低，韧性越高。
抗拉强度使用与上述同样地沿T方向选取的JISZ2201所规定的11号试样而以JISZ2241所规定的金属材料拉伸试验方法为标准来进行。
(静压破裂试验)从各钢管各切出3个250mm长的钢管试样，对各钢管各实施了3次静压破裂试验。
破裂试验的温度是在vTrs的值为-60℃以下的实施例2和实施例4中为-60℃，在剩余的实施例1、实施例3及比较例中为-40℃。
试验通过用盖板焊接长度为250mm的试样的钢管的两端而将其封闭，用-40℃或-60℃的液体使施加在管内部的静压增大，从而使管破裂。抗破裂性是这样评价的用眼看已破裂的管的破裂部分的周围，根据破裂部分的两侧的龟裂的传播状况将其在表3中示出。
表3 将以上的试验结果汇总在表4中示出。在表4中，破裂试验结果是用分别在表3所示的评价记号表示试验了的3根钢管的结果。其他的试验结果是3次测定值的平均值。
表4-1

TS抗拉强度表4-2

TS抗拉强度从表4可知具有本发明的钢成分且{110}L/T为50以下的实施例1～4的钢No.1～16的钢管是呈现出抗拉强度为900Mpa以上这样的高强度、同时一并呈现出了vTrs100为-40℃以下这样的良好的韧性和在-40℃以下的破裂试验中龟裂未完全发展这样的良好的抗破裂性。
特别是，在冷加工的截面减少率为40％以下、且{110}L/T分别为30以下及20以下的实施例2和实施例4中，即使vTrs100的值为-60℃以下且韧性进一步提高、使破裂试验温度降低至-60℃，仍呈现出了龟裂未完全发展的优良的抗破裂性。
另一方面，在比较例1中，即使是钢成分相同，由于冷加工的截面减少率超过65％，因此{110}L/T大于50，钢管的各向异性过大。因此，vTrs100为-15～25℃的范围，未能得到作为其目的的韧性。此外，在-40℃的破裂试验中，整个的钢成分中，对于试验的3根各钢管，发现到达管端的龟裂的发展，抗破裂性也不良。
对于所有的实施例和比较例而言，可知发现vTrs100的值与破裂试验的结果(抗破裂性)有相关性，若vTrs100为破裂试验的实施温度以下，则抗破裂性良好。因而，即使不实施麻烦的破裂试验，也能仅用vTrs100的值来预测抗破裂性，并且从表4中可知。
钢管的拉伸强度是在实施1、2中为大于等于900MPa且小于1000MPa，但通过以相同的钢成分且改变冷加工的条件，实施例3、4中的抗拉强度增高为大于等于1000MPa且小于2000MPa。这样，采用本发明，可以根据气囊的规格将气囊充气机用钢管的抗拉强度调整为所需的水平。
即使{110}L/T满足本发明所规定的50以下这样的要件，当钢成分、特别是上述(2)式所规定的(Mn+40×Ti)的值或Cr含量偏离本发明所规定的范围时，虽然抗拉强度停留在同一水平，但无法使vTrs100的值达到-40℃以下这样的目标值，各实施例或比较例的vTrs100的值都大幅变高。特别是在实施例4中，与vTrs100的值在本发明例的钢No.1～16中为-60～-70℃相反，在比较钢的钢No.17～21中为-15～-25℃，其差变大到约45℃左右，非常大。在其他实施例中，该差都约为30℃左右，对于夏比冲击试验结果，本发明例的钢与比较钢之间出现显著的差异。其结果是，在这些比较钢的钢管中，都是在破裂试验中试验的3根钢管产生到达管端的龟裂发展，抗破裂性不良。
权利要求
1.一种气囊充气机用钢管，以质量％计，其钢成分含有0.05～0.20％的C、0.1～1.0％的Si、0.025％以下的P、0.010％以下的S、0.05～1.45％的Cr、0.10％的Al、0～1.0％的Mo、0～1.5％的Ni、0～0.2％的V、0～0.005％的B、0～0.5％的Cu、0～0.1％的Nb、0～0.01％的Ca、0～0.01％的Mg、0～0.01％的REM，且含有满足下述式(1)和(2)的量的Ti和Mn中的一方或两方，Ti≤0.02％……(1)0.4％≤Mn+40×Ti≤1.2％……(2)其余部分由Fe和杂质组成，在垂直于钢管轴线方向L的断面测定出的{110}面的X线积分强度之比相对于在垂直于钢管圆周方向T的断面测定出的{110}面的X线积分强度之比的比(以下记为{110}L/T)为50以下，具有900MPa以上的抗拉强度。
2.根据权利要求1所述的钢管，其中，上述钢成分还含有选自下述(I)、(II)和(III)中1个以上的组中的1种或2种以上的元素(I)0.05～1.0％的Mo、0.05～1.5％的Ni、0.01～0.2％的V和0.0003～0.005％的B中的1种或2种以上；(II)0.05～0.5％的Cu、0.003～0.1％的Nb中的1种或2种以上；(III)0.0003～0.01％的Ca、0.0003～0.01％的Mg和0.0003～0.01％的REM中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢管，其中，上述钢成分是含有0.2质量％以上的Mn。
4.根据权利要求1～3任一项所述的钢管，其中，{110}L/T为30以下。
5.根据权利要求4所述的钢管，其中，具有1000MPa以上的抗拉强度，{110}L/T为20以下。
6.根据权利要求1～5任一项所述的钢管，其中，在冷加工后不接受钢的Ac1变态点以上温度的热处理。
7.一种钢管制造方法，该钢管制造方法用于制造权利要求1～6所述的气囊充气机用钢管，其中，用具有规定的钢成分的钢制造管坯，将该管坯加热至钢的Ac1变态点以上的温度后将其骤冷，接着以低于Ac1变态点的温度对骤冷后的管坯进行回火，然后进行冷加工。
8.根据权利要求7所述的方法，其中，在冷加工后以低于Ac1变态点的温度进行去应力退火。
9.根据权利要求7或8所述的方法，其中，骤冷前的加热温度为Ac3变态点以上的温度。
10.根据权利要求9所述的方法，其中，上述加热温度的范围是900～1000℃。
11.根据权利要求9或10所述的方法，其中，以10℃/秒以上的升温速度向上述加热温度进行加热。
12.根据权利要求11所述的方法，其中，通过高频感应加热来进行上述加热。
13.根据权利要求7～12任一项所述的方法，其中，至少850～500℃的温度区以20℃/秒以上的冷却速度进行骤冷。
14.根据权利要求7～13任一项所述的方法，其中，为了使截面减少率为65％以下而进行上述冷加工。
15.根据权利要求14所述的方法，其中，上述截面减少率为40％以下。
16.一种气囊充气机，该气囊充气机含有权利要求1～6任一项所述的钢管。
17.权利要求1～6任一项所述的钢管的用途，该钢管使用于气囊充气机。
全文摘要
本发明提供气囊充气机用钢管及其制造方法，该气囊充气机用钢管同时具有抗拉强度为900MPa以上优选1000MPa以上这样的高强度和高韧性，并且在－40℃以下的破裂试验中呈现出龟裂未发展这样的良好的抗破裂性。从A
文档编号C21D8/10GK101048524SQ200580037120
公开日2007年10月3日 申请日期2005年10月24日 优先权日2004年10月29日
发明者高野孝司, 荒井勇次, 近藤邦夫, 一入启介 申请人:住友金属工业株式会社