安全氣囊系統用鋼管及其制造方法

專利名稱：安全氣囊系統用鋼管及其制造方法
技術領域：
本發明涉及一種兼具拉伸強度1000MPa以上的高強度和高韌性并適于安全氣囊系統用的鋼管。本發明還涉及這種鋼管的制造方法。本發明，特別是涉及薄壁鋼管中具有在-40℃、甚至-80℃下進行內壓爆破試驗也不會呈現脆性斷裂面這樣的高強度和高韌性的安全氣囊系統用鋼管及其制造方法。
背景技術：
近年來，在汽車產業方面，增大車輛安全性的裝置的導入取得積極進展。那種裝置的一例是安全氣囊系統，這種裝置是發生碰撞時在乘客與方向盤或儀表盤等碰撞前在它們與乘客之間用氣體等展開安全氣囊，吸收乘客的運動能量而謀求減輕傷害。
現有的安全氣囊系統，使用爆發性藥品產生用于展開安全氣囊的氣體。不過，從安全氣囊展開速度的響應性和氣壓壓力調整的要求考慮，而開發出在鋼管中填充用于展開安全氣囊的高壓氣體的其他種類的安全氣囊系統，其適用廣泛。
后者這種安全氣囊系統，一般在稱為蓄壓器的鋼管內高壓保持著用于展開的氣體。碰撞時，蓄壓器內的用于展開的氣體一下子向安全氣囊內噴出。其結果是，作為用于展開的高壓氣體蓄壓器使用的鋼管，在極短時間以大的應變速度負載應力。從而，與現有的壓力汽缸和線性管等這種簡單的結構物不同，作為安全氣囊系統的蓄壓器使用的鋼管被要求高的尺寸精度、加工性及焊接性，還被要求高強度和優異的耐爆破性。
適用于蓄壓器的安全氣囊系統用鋼管及其制造方法，被公布在例如特開平10-140238號、特開平10-140249號、特開平10-140250號、特開平10-140283號、特開平10-212549號、特開2002-294339號、特開平11-199929號、特開2001-49343號、特開2002-194501號各公報上。
上述各公報所述的技術，均意圖制造高強度高韌性安全氣囊系統用鋼管，不過，作為拉伸強度以590MPa以上為目標，由其實施例也表明，拉伸強度最高只不過為947MPa。
上述各公報所述的技術，相對于現有的安全氣囊系統而言也能夠獲得充分的性能。不過，隨著汽車的輕量化程度近年來越來越強，安全氣囊系統也被要求小型·輕量。從而，如今還要求蓄壓器壓力的更高壓化和鋼管的更薄壁化。

發明內容
本發明提供一種適于用作高強度·高韌性的作為安全氣囊系統用(即、安全氣囊系統的蓄壓器用)的鋼管。該鋼管，能夠滿足上述現狀中所要求的各種特性。本發明還提供那種鋼管的制造方法。
本發明者們，發現要提供具有高拉伸強度且耐爆破性也優異、能夠充分對應于蓄壓器壓力的高壓化、鋼管的薄壁化的安全氣囊系統用鋼管，鋼管必須具有下述特性。
(a)1000MPa以上的拉伸強度、及(b)在擺錘式沖擊試驗中，至少在-40℃顯示100％延展性斷裂面、優選是在-60℃顯示100％延展性斷裂面，更優選是在-80℃顯示100％延展性斷裂面這樣的韌性。
另外，從安全性方面來說，“耐爆破性”良好也很重要，這種良好的耐爆破性，是通過在-40℃下的由靜水壓進行的內壓爆破試驗中不發生脆性斷裂，另外，裂紋在鋼管整個全長上沒有擴展從而被驗證。更期望在-80℃的內壓爆破試驗中也顯示這種耐爆破性。
根據本發明，一種兼具至少1000MPa的高強度和擺錘式沖擊試驗中所驗證的至少在-40℃為延展性斷裂面的高韌性、同時、還具備上述良好的耐爆破性的鋼管，能夠通過選擇特定的鋼組成從而實用。
本發明的1方式中，適于安全氣囊系統用(用于形成安全氣囊系統的蓄壓器)的鋼管，具有的鋼組成是按照質量％含有C0.05～0.20％、Si0.1～1.0％、P0.025％以下、S0.010％以下、Cr0.05～1.0％、Al0.10％以下，還有滿足下述式(1)及(2)的量的Ti和Mn的一方或雙方，剩余部分由鐵及雜質構成(式中，元素記號意味奮斗目標那個元素的質量％)。
Ti≤0.02％ (1)0.4≤Mn+40×Ti≤1.2 (2)該鋼管具有1000MPa以上的拉伸強度。
上述鋼組成，還可以含有Mo0.05～0.50％、Ni0.05～1.5％、V0.01～0.2％及B0.0003～0.005％中的1種或2種以上。
該鋼組成，還可以含有Cu0.05～0.5％及Nb0.003～0.1％中的1種或2種。
該鋼組成，還可以含有Ca0.0003～0.01％、Mg0.0003～0.01％及REM0.0003～0.01％中的1種或2種以上。
根據本發明的其他方式，安全氣囊系統用鋼管的制造方法，包括從具有上述鋼組成的鋼、通過包括制管和其后的冷加工的方法成形為規定尺寸的鋼管，其后將冷加工過的鋼管在Ac1相變點以上的溫度進行加熱后驟冷、接著在Ac1相變點以下的溫度回火。
在該方法的適宜方式中，將冷加工過的鋼管在Ac3相變點以上的溫度、更優選是在900～1000℃的范圍的溫度進行加熱。該加熱，優選是通過升溫速度為10℃/秒以上的急速加熱、例如高頻感應加熱進行。其后的驟冷，優選是至少在850～500℃的溫度區以20℃/秒以上的冷卻速度進行。從而，能夠制造具有驟冷后的γ粒度為11以上(號越大γ粒度越細)的細粒組織的鋼管。那樣的鋼管，顯示出即使在-80℃的內壓爆破試驗中也沒有發現顯著的裂紋擴展這樣極優異的耐爆破性。
上面列舉的專利公報中，均沒有公布具有滿足上述(1)及(2)的符合本發明的鋼組成、且滿足1000MPa以上的高強度及-40℃為延展性斷裂面這樣的高韌性。這些專利公報所公布的代表性的鋼的拉伸強度與(Mn+40×Ti)的數值的關系如圖2所示。


圖1是表示鋼管的圓周方向的拉伸強度與vTrs100的關系的曲線圖。
圖2是表示本發明及上述專利公報的實施例所公布的鋼的(Mn+40×Ti)的數值與鋼管的圓周方向的拉伸強度的關系的圖。
具體實施例方式
下面，對本發明進行更詳細地說明。本說明書中，表示鋼組成的“％”只要沒有特別說明，就是“質量％”。
(A)鋼的化學組成根據本發明的1方式，安全氣囊系統用鋼管，具有上述特定的鋼組成，該鋼組成具有滿足下述式(1)及(2)的Ti及Mn含有量Ti≤0.02％ (1)0.4≤Mn+40×Ti≤1.2(2)Ti和Mn的任意一方的含有量均可以為0％。
對本發明的特定的鋼組成中的各種元素的含有量的范圍如上所述進行限定的理由如下。
C0.05～0.20％碳(C)是一種廉價且對提高鋼的強度有效的元素。其含有量不足0.05％則很難獲得要求的1000MPa以上的拉伸強度，另一方面，若超過0.20％則加工性及焊接性降低。C含有量的優選范圍是0.08～0.20％，更優選范圍是0.12～0.17％。
Si0.1～1.0％硅(Si)是一種除了具有脫氧作用外、還提高鋼的淬火性并提高強度的元素。考慮到Si的這些作用，而將其設定為0.1％以上的含有量。不過，若其含有量超過1.0％，則韌性降低。Si的含有量的優選范圍為0.2～0.5％。
P0.025％以下磷(P)可導致由粒界離析引起的韌性降低。特別是若其含有量超過0.025％，則韌性降低顯著。P的含有量優選是在0.020％以下，更優選在0.015％以下。
S0.010％以下硫(S)特別降低鋼管T方向即鋼管的圓周方向的韌性。特別是若其含有量超過0.010％則鋼管T方向的韌性降低顯著。S的含有量優選為0.005％以下，更優選為0.003％以下。
Cr0.05～1.0％鉻(Cr)是一種對提高鋼的強度和韌性有效的元素。其含有量不足0.05％則很難獲得1000MPa以上的強度。可是，若其含有量超過1.0％則導致焊接部韌性降低。Cr含有量的優選范圍是0.2～0.8％，更優選范圍是0.4～0.7％。
Al0.10％以下鋁(Al)是一種具有脫氧作用且對提高韌性及加工性有效的元素。可是若含有的Al超過0.10％，則發紋的發生顯著。Al含有量可是為雜質水平，因此，其下限沒有特別限定，不過，優選是為0.005％以上。Al含有量的優選范圍是0.005～0.05％。本發明所說的Al含有量指的是酸可溶Al(所謂的“sol.Al”)的含有量。
以該特定鋼組成為前提，為了確保作為安全氣囊系統用鋼管的韌性且獲得1000MPa以上的強度而進行調整，以使Mn及Ti含有量滿足上述式(1)及(2)。
Ti0～0.02％鈦(Ti)不添加在本發明的鋼組成中也可以。添加時則為0.02％以下，以滿足(1)式。下限沒有特別規定，也包括含有一定程度的雜質的情況。
Ti是一種若添加則具有脫氧作用的元素。還增強與N的親和力，在高溫下以Ti氮化物穩定存在。從而，抑制熱軋時的結晶粒成長、有助于韌性提高。要獲得像這樣的Ti的作用，優選是Ti為0.003％以上的含有量。可是若Ti含有量超過0.02％，則反而降低韌性。從而，添加Ti時的含有量在0.003％～0.02％為好。
Mn1.2％以下錳(Mn)是一種具有脫氧作用、另外還對提高鋼的淬火性并提高強度和韌性有效的元素，因此，最大能夠含有1.2％。其含有量不足0.20％則有時不能獲得足夠的強度和韌性，因此，Mn含有量優選是在0.20％以上。另方面，若M含有量超過1.0％則有時會發生MnS的粗大化、在熱軋時延伸、韌性降低。從而，Mn含有量優選是為0.2～1.0％、更優選是為0.4％～0.8％。
Ti和Mn的含有量調整為滿足上述式(2)。若(Mn+40×Ti)的值不足0.4％或超過1.2％，則不能獲得要求的高強度及/或高韌性。(Mn+40×Ti)的值優選為0.6％以上、1.0％以下。
在想要進一步改善鋼的強度、耐爆破性及/或焊接性的情況下，除上述成分外，還能夠根據情況將Mo、Ni、Cu、V、Nb、B、Ca、Mg及REM的一種或2種以上以后述范圍添加入本發明的鋼管的鋼組成中。
Mo、Ni、B、V鉬(Mo)、鎳(Ni)、硼(B)、及釩(V)均具有提高淬火性的作用，因此，可以作為任意成分添加它們的1種或2種。
Mo還具有通過固溶增強、析出增強從而提高強度的作用。這些Mo的作用，即使是雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，Mo優選是為0.05％以上的含有量。可是，若Mo的含有量超過0.50％則焊接部硬化而韌性降低。從而，添加時的Mo的含有量在0.05～0.50％為好，更優選是在0.1～0.35％。
Ni也具有進一步提高韌性的作用。這些Ni的作用，即使是雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，Ni優選是為0.05％以上的含有量。可是，Ni為高價元素，特別是若其含有量超過1.50％則成本上升顯著。從而，添加時的Ni的含有量在0.05～1.5％為好，更優選是在0.1～1.0％。
B的提高淬火性作用，即使是雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，B優選是為0.0003％以上的含有量。可是，若B的含有量超過0.005％則韌性降低。從而，添加時的B的含有量在0.0003～0.005％為好。B含有量的更優選范圍是在0.0003～0.002％。
V還具有通過析出增強從而提高強度的作用。像這樣的V的作用只要含有0.01％以上就能發揮效果，不過，若超過0.2％則韌性降低。從而，添加時的V的含有量在0.01～0.2％為好。V含有量的更優選范圍是在0.03～0.10％。
Cu、Nb銅(Cu)及鈮(Nb)均具有提高韌性的作用，因此，可以作為任意成分含有它們的1種或2種。
Cu的提高韌性作用，也是即使雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，Cu含有量優選是為0.05％以上，更優選是0.1％。可是，Cu可降低鋼的熱加工性，因此，含有Cu時也要含有Ni以確保熱加工性為好。還有，若Cu的含有量超過0.5％則即使復合添加Ni有時也不能確保熱加工性。從而，添加時的Cu的含有量在0.05～0.5％為好。
Nb的提高韌性作用，也是即使雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，Nb含有量優選是為0.003％以上，更優選是為0.005％以上。可是，若Nb的含有量超過0.1％則反而韌性降低。添加時的Nb的含有量在0.003～0.1％為好。更優選的Nb含有量的范圍是在0.003～0.03％，更進一步優選的范圍是在0.005～0.02％。
Ca、Mg、REM要使高強度安全氣囊系統用鋼管進一步確保更加良好的耐爆破性時，還可以作為任意成分含有鈣(Ca)、鎂(Mg)及稀土類金屬元素(REM)的1種或2種以上。
這些元素，均具有改善韌性的各向異性、提高鋼管的T方向韌性從而進一步提高耐爆破性的作用。該效果，即使雜質水平的含有量也能夠獲得，不過，要想更顯著獲得其效果，任意一元素都優選是0.0003％以上的含有量。可是若含有任意一元素超過0.01％，則夾雜物成團狀而發生發紋問題。從而，添加這些元素時的含有量分別為在0.0003～0.01％為好，更優選為0.0005～0.003％。
(B)制管本發明中，要想獲得安全氣囊系統用鋼管，以如上所述調整了化學組成的鋼作為素材，制造無縫鋼管或焊接管。從可靠性的觀點而言無縫鋼管為優選。無縫鋼管和焊接管等的制管法沒有特別限定。
(C)冷加工如上所述制造的無縫鋼管或焊接管，在選擇的條件下進行冷加工以使對鋼管賦予規定尺寸精度、表面性狀。冷加工只要是獲得規定的尺寸精度和表面性狀，其方法無所謂。作為有用的冷加工的例子，可舉出冷拉及冷軋。冷加工的加工率也沒有特別規定，不過，加工率優選是斷面收縮率為3％以上。為了降低冷加工的加工力，可以在冷加工前施以中間軟化熱處理。
(D)熱處理上述(C)的冷加工后，對鋼管施以用于確保要求的拉伸強度、同時提高T方向韌性且確保耐爆破性的熱處理。要使鋼管具備拉伸強度為1000MPa以上的高強度和耐爆破性，而加熱至Ac1相變點以上的溫度后驟冷，接著在Ac1相變點以下的溫度回火。
驟冷前的加熱溫度不足Ac1相變點，則不能確保良好的T方向韌性，從而不能確保良好的耐爆破性。上述的加熱溫度優選是在奧氏體區的Ac3相變點以上的溫度。
高溫長時間的加熱鋼管表面生成的鱗片增多，而導致尺寸精度和表面性狀降低，耐爆破性降低，因此，上述加熱，優選是在急速加熱到規定的加熱溫度后，進行短時間保持。該急速加熱，優選是以10℃/秒以上的升溫速度進行。像那樣的急速加熱，能夠通過例如高頻感應加熱和直接通電加熱等實現，不過，加熱方法沒有特別限定。優選的加熱方法是高頻感應加熱。
特別是，像這種短時間加熱的情況，優選的加熱溫度是在900～1000℃的范圍內，最優選是在900～960℃的范圍內。若加熱溫度低于900℃，則有時短時間加熱中不能完全奧氏體化，而不能獲得正常的組織。若加熱溫度超過1000℃，則有時γ粒徑粗大化而韌性降低。
加熱到Ac1相變點以上的溫度時的加熱氣體，從抑制表面鱗片發生的觀點而言，期望是氧勢能盡量低的環境，如果是還原性氣體則更作為優選。
加熱到Ac1相變點以上、優選是Ac3相變點以上的溫度后的冷卻，采用驟冷(具體地說是在850～500℃的溫度區以平均5℃/秒以上的冷卻速度)以使穩定且確實地獲得要求的1000MPa以上的拉伸強度。優選是該冷卻速度為20℃/秒以上。像這種驟冷可以通過水淬火等實現。
通過高頻感應加熱急速加熱到900～1000℃的溫度后，進行在850～500℃的溫度區的冷卻速度為20℃/秒以上的驟冷，從而，能夠防止γ粒的粗大化，而穩定實現帶有淬火后的γ粒度(舊奧氏體粒的粒度，通過JIS G0551所述的Bechet-Beaujard法測定)為粒度號11以上的細粒這種特征的致密的淬火組織。具有那種組織的本發明鋼管顯示特別良好的韌性，顯示出即使在-80℃的內壓爆破試驗中也沒有發現顯著的裂紋擴展這樣優異的耐爆破性。
驟冷且冷卻到常溫附近的鋼管，為了賦予要求的1000MPa以上的拉伸強度和耐爆破性，而在Ac1相變點以下的溫度回火。在該回火中γ粒度無變化。若回火的溫度超過Ac1相變點，則很難穩定且確實地獲得上述特性。該回火，優選是通過在450～700℃的溫度區保持10分鐘以上進行。回火后，用適宜矯直機等矯正彎曲即可。
這樣一來，根據本發明，能夠實現一種安全氣囊系統用鋼管，拉伸強度在1000MPa以上，具有在擺錘式(夏比)沖擊試驗中在-40℃以上、優選是-60℃以上、更優選是在-80℃以上顯示100％延展性斷裂面且在-40℃、優選是在-80℃的內壓爆破試驗中沒有顯示明顯的裂紋擴展這樣的高韌性。從而，根據本發明，能夠提供一種可充分對應于蓄壓器壓力的高壓化、鋼管的薄壁化的高強度安全氣囊系統用鋼管。
實施例以下，根據實施例對本發明的作用效果進行更詳細說明。應該考慮到這些實施例在任何意思中也沒有限制，只是例示。以下的實施例中使用的鋼的Ac1相變點為700～760℃的范圍，Ac3相變點為820～880℃的范圍。
實施例1采用具有表1所示的化學成分的鋼坯，加熱到1250℃后，經由利用通常的曼內斯曼穿孔機—連續軋管機方式進行的穿孔和軋制，而進行熱制管形成外徑70mm且壁厚4.1mm的公稱尺寸，制造無縫鋼管。接著，將上述的無縫鋼管進行冷拉加工，加工成外徑60.33mm且壁厚3.35mm。接下來，將該鋼管用通常的步進式爐在920℃加熱10分鐘(升溫速度為0.3℃/秒)、進行水淬火后，用通常的步進式爐(氣體空氣)在Ac1相變點以下的溫度施行回火。這樣一來，每個鋼組成，通過變化回火條件從而分別制造出使拉伸強度變化的3種安全氣囊系統用鋼管。水淬火的進行是使在850～500℃的溫度區的冷卻速度為20℃以上。
從各鋼管切出一定長度、將其在室溫下沿管長度方向切斷并展開。采用從展開的管上沿其T方向取材的JIS Z 2002規定的寬度為2.5mm的V缺口擺錘試驗片，進行擺錘試驗。采用沿該T方向取材的JIS Z 2201規定的11號試驗片，按照JIS Z 2241規定的金屬材料拉伸試驗方法進行拉伸試驗。能夠確保此時獲得的延展性斷裂面100％的下限溫度(以下，稱為vTrs100)與拉伸強度的關系如表2及圖1所示。
另外，采用從各鋼管切出的250mm長度的鋼管進行爆破試驗。將該250mm長度的鋼管兩端焊接而封閉，利用-40℃的液體增大施加的內壓而使管爆破。耐爆破性通過裂紋有無擴展到爆破的管的任意一端部從而進行評價。其結果也如表2所示。
表1

*本發明的范圍外表2

如表2及圖1所表明，Mn含有量高、(Mn+40Ti)的值超過式(2)范圍的鋼，若使強度為1000MPa以上，則vTrs100高于-40℃。因而，鋼A的鋼管a、b、c，在-40℃靜水壓進行的爆破試驗中，脆性裂紋擴展，不適宜作為安全氣囊系統用鋼管。鋼B的鋼管d、e、f，如果滿足vTrs100≤-40℃，則不能使強度為1000MPa以上。另方面，降低Mn、使(Mn+40Ti)的值偏向式(2)的范圍的下限側的鋼E，無法獲得均勻的淬火組織，正因為即使調整淬火溫度也不能獲得1000MPa以上的強度，所以無法達到鋼B的鋼管d、e、f的強度水平。
隨著拉伸強度上升而存在vTrs100上升的傾向。鋼種A中，超過了拉伸強度1000MPa，而vTrs100大大超過-40℃。可是，在鋼組成為特定鋼組成的范圍內且滿足上述式(1)及(2)的鋼種C及D的鋼管g～l中，在拉伸強度1000MPa以上的區域，vTrs100滿足了-40℃。
實施例2采用具有表3所示化學組成的鋼坯，加熱到1250℃后，經由利用通常的曼內斯曼穿孔機—連續軋管機方式進行的穿孔和熱軋，從而獲得制成外徑70mm、壁厚4.1mm的無縫鋼管。將該鋼管用通常的方法進行冷拉加工(冷沖裁加工)，制成外徑60.33mm、壁厚3.35mm。
表3中的鋼1～22，為成分滿足本發明中規定條件的鋼，鋼23～27為成分的任意一個脫離本發明中規定條件的鋼。
將經由冷拉加工制成的鋼管，與實施例1同樣，用通常的步進式爐加熱到920℃，在該溫度保持10分鐘后、進行水淬火，其后，用通常的步進式爐為了回火而在Ac1相變點以下的溫度進行30分鐘的加熱。
對熱處理過的各鋼管，進行拉伸試驗、擺錘式沖擊試驗及爆破試驗的各試驗。
擺錘式沖擊試驗，與實施例1同樣，采用從室溫下展開的鋼管的圓周方向(T方向)取材的JIS Z 2202規定的寬度為2.5mm的V缺口擺錘試驗片進行，利用vTrs100評價韌性。
拉伸試驗，采用與擺錘試驗片同樣取材的JIS Z 2201規定的11號試驗片，按照JIS Z 2241規定的金屬材料拉伸試驗方法進行。
內壓爆破試驗中，從鋼管切出各5根250mm長度的鋼管，將各250mm長度的鋼管兩端焊接而封閉，利用液體施加內壓，觀察在-40℃爆破時的裂紋的擴展情況。5根管的試驗中，以裂紋擴展到任意一端部的鋼管的根數評價耐爆破性。
上述各試驗的結果如表4所示。
實施例3除變更熱處理條件以外，制造與實施例2同樣、具有表3所示組成的無縫鋼管。
本實施例中，將如實施例2所述那樣進行穿孔、熱軋及冷中心加工而制成的鋼管，采用高頻感應加熱裝置以約20℃/秒的加速度加熱到920℃。管的溫度到達920℃后，保持5秒鐘高頻感應加熱。其后，與實施例2同樣進行水淬火，接著用通常的步進式爐為了回火而進行30分鐘的加熱。
關于各鋼管，利用JIS G0551 Bechet-Beaujard法調查鋼的γ粒度。另外，拉伸強度和vTrs與實施例2同樣測定。內壓爆破試驗，采用與實施例1同樣的方法，不過不是在-40℃、而是在-80℃的溫度下實施，根據爆破了的鋼管中裂紋有無擴展到任意一端部而進行評價。這些結果也同時在表4中表示。
由表4可知，具有符合本發明的鋼組成的鋼No.1～22中，如實施例2那樣經由爐加熱而進行淬火時，也可使拉伸強度為1000MPa以上，且T方向的擺錘試驗中的vTrs100在-40℃以下、在-40℃的爆破試驗中裂紋也不會擴展到端部。另外，若像實施例3那樣通過由高頻感應加熱進行急速加熱和短時間保持從而進行淬火，則淬火組織γ粒度為11.0以上的細粒，一般而言拉伸強度更加提高，如vTrs為-90℃以下所顯示的，韌性也更加提高了。其結果，在-80℃的爆破試驗中沒有發現裂紋擴展。
鋼組成含有Mo、Ni、V、B時，與不含有時相比較，淬火性良好，因此，容易獲得質地均勻的淬火回火組織，強度和韌性平衡性優異，因此，能夠不降低韌性而更加提高強度。
鋼組成含有Cu、Ni、Ca、Mg、REM時，與不含有時相比較，vTrs100為更低溫，韌性更好。
鋼號23，Mn含有量高于本發明的范圍，不滿足式(2)，韌性降低，因此，在實施例2的爐加熱淬火下的vTrs100為-35℃，耐爆破性也降低。
鋼號24，(Mn+40Ti)的值在上限側偏離式(2)，韌性降低，因此，在實施例2的爐加熱淬火下的vTrs為-20℃，耐爆破性也降低。
鋼號25，(Mn+40Ti)的值在下限側偏離式(2)，即使調整淬火溫度也無法獲得拉伸強度1000MPa。
鋼號26，Cr含有量高于本發明的范圍，焊接部韌性降低，因此，在實施例2的爐加熱淬火下的vTrs為-20℃，耐爆破性降低。
試驗號27，Cr含有量低于本發明的范圍，淬火性降低，因此，形成了不均勻的組織，即使調整淬火溫度也無法獲得1000MPa，另外，耐爆破性也不滿足。
以上的比較例的鋼，即使如實施例3那樣通過高頻感應加熱進行淬火，vTrs也無法達到-80℃以下，-80℃下的爆破試驗中發現裂紋擴展。
圖2，是為了比較本發明與現有技術，而表示本發明中的實施例及上述專利文獻所示的公開公報中滿足特定鋼組成范圍的實施例的式(2)中的(Mn+40Ti)的值與拉伸強度的關系。如圖2所表明的，由于滿足式(2)從而能夠提高到強度越過1000Mpa的級別。
以上，關于適宜方式對本發明進行了說明，不過，那些只不過是例示，并沒有限制本發明。在不脫離本發明的范圍內能夠關于以上說明的方式作各種變更，這是普通技術人員應該能想到的。
表3

*本發明的范圍外表4

1)試驗的5根鋼管中裂紋擴展到任意一端部的鋼管的根數、2)試驗的鋼管裂紋有無擴展到任意一端部
權利要求
1.一種安全氣囊系統用鋼管，具有1000MPa以上的拉伸強度，該鋼管的鋼組成為按照質量％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、0.05～1.0％的Cr、0.10％以下的Al、滿足下述式(1)及(2)的Ti和Mn中的至少一個、0～0.50％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，剩余部分基本上由鐵及雜質構成，Ti≤0.02％ (1)0.4≤Mn+40×Ti≤1.2 (2)其中，式(1)中的元素記號表示該元素的質量％。
2.根據權利要求1所述的安全氣囊系統用鋼管，上述鋼組成中含有0.2質量％以上的Mn。
3.根據權利要求1所述的安全氣囊系統用鋼管，上述鋼組成，按照質量％含有0.05～0.50％的Mo、0.05～1.5％的Ni、0.01～0.2％的V及0.0003～0.005％的B中的1種或2種以上。
4.根據權利要求1所述的安全氣囊系統用鋼管，上述鋼組成，按照質量％含有0.05～0.5％的Cu及0.003～0.1％的Nb中的1種或2種。
5.根據權利要求1所述的安全氣囊系統用鋼管，上述鋼組成，按照質量％含有0.0003～0.01％的Ca、0.0003～0.01％的Mg及0.0003～0.01％的REM中的1種或2種以上。
6.根據權利要求1～5任意一項所述的安全氣囊系統用鋼管，具有γ粒度為11以上的鋼組織。
7.一種安全氣囊系統用鋼管的制造方法，其特征在于由具有權利要求1～5任意一項所述的鋼組成的鋼通過包括制管和其后的冷加工的方法成形鋼管，然后，將冷加工過的鋼管在Ac1相變點以上的溫度進行加熱之后進行驟冷，接著，在Ac1相變點以下的溫度回火。
8.根據權利要求7所述的方法，冷加工過的鋼管的加熱工序的加熱溫度為Ac3相變點以上的溫度。
9.根據權利要求8所述的方法，加熱溫度為900～1000℃的范圍。
10.根據權利要求7所述的方法，上述加熱通過升溫速度為10℃/秒以上的急速加熱進行。
11.根據權利要求10所述的方法，通過高頻感應加熱進行加熱。
12.根據權利要求7～11任意一項所述的方法，至少在850～500℃的溫度區以20℃/秒以上的冷卻速度進行驟冷。
全文摘要
一種高強度的安全氣囊系統用鋼管，具有的鋼組成是含有C0.05～0.20％、Si0.1～1.0％、P0.025％以下、S0.010％以下、Cr0.05～1.0％、Al0.10％以下，且含有滿足(1)Ti≤0.02％及(2)0.4≤Mn+40×Ti≤1.2的Ti和Mn的至少一方，剩余部分由鐵構成。該鋼組成物，還可以含有(i)Mo0.05～0.50％、Ni0.05～1.5％、V0.01～0.2％、B0.0003～0.005％中的1種或2種以上；(ii)Cu0.05～0.5％及Nb0.003～0.1％中的1種或2種；(iii)Ca0.0003～0.01％、Mg0.0003～0.01％及REM0.0003～0.01％中的1種或2種以上。鋼管，在制管后冷成形為規定尺寸之后，進行Ac1相變點以上的加熱·驟冷，接著進行Ac1相變點以下的回火。
文檔編號B60R21/26GK1791694SQ20048001348
公開日2006年6月21日 申請日期2004年5月20日 優先權日2003年5月21日
發明者荒井勇次, 近藤邦夫 申請人:住友金屬工業株式會社