CN116940703A

CN116940703A - 热缩径电焊钢管

Info

Publication number: CN116940703A
Application number: CN202280017802.6A
Authority: CN
Inventors: 田岛健三; 长井健介; 横井龙雄; 滨石光洋; 津末高志
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-04-08
Filing date: 2022-03-24
Publication date: 2023-10-24
Also published as: MX2023010054A; JPWO2022215548A1; US20240141451A1; EP4321633A1; JP7160235B1; WO2022215548A1

Abstract

一种热缩径电焊钢管，具有母材部和焊接部，所述母材部具有规定的化学组成，Ti含量除以N含量而得到的值即Ti/N为3.0以上，在焊接部的显微组织中，该显微组织的平均粒径为10.0μm以下，铁素体的面积率为20％以上，剩余部分的组织包含珠光体和贝氏体‑马氏体之中的至少1种，在所述焊接部的织构中，{001}面的集积度为6.0以下，母材部的临界冷却速度Vc90为5℃/s～90℃/s。

Description

热缩径电焊钢管

技术领域

本发明涉及热缩径电焊钢管。本申请基于在2021年4月8日向日本申请的专利申请2021-065833号要求优先权，将其内容援引于此。

背景技术

例如在如汽车行走部分的部件等那样被赋予交变应力(反复应力)的构件(疲劳耐久构件)中，以往使用了棒钢，但由于轻量化的需求，正在从实心向中空化推进。

对于这样的构件，要求具有疲劳特性。然而，在中空化了的情况下，在钢管的壁厚t与外径D之比(t/D)小的情况下难以得到与实心材同等的疲劳特性，为了确保疲劳特性，需要增大t/D。为了应对这样的要求，需求壁厚t与外径D之比(t/D)高的钢管。作为高t/D的钢管，将电焊钢管进行热缩径而制造的热缩径电焊钢管是适合的。

对于这样的进行热缩径而制造的高t/D的热缩径电焊钢管，要求在作为部件使用时、即在加工成部件并热处理后具有优异的疲劳特性。另一方面，对于应用于疲劳耐久构件的电焊钢管，由于在使用时被附加冲击载荷的情况少，因此没有要求高的韧性。

例如，作为汽车用钢管，在专利文献1中公开了一种成形性优异的钢管，其特征在于，在相对于钢管长度方向为0°～±25°的范围内r值的平均值为1.5以上且/或r值的最低值为1.0以上。

然而，近年来，随着电焊钢管的高强度化的要求提高，在应用于疲劳耐久构件的电焊钢管中，也要求具有优异的韧性。原因是在使用电焊钢管来制造部件时，有时对电焊钢管实施塑性变形，因此，若电焊钢管的韧性因高强度化而劣化，则在塑性变形时有时发生脆性破坏。

在上述背景下，近年来，需求扁平性能优异的电焊钢管，以使得在制造部件时的塑性变形时不发生脆性破坏。在电焊钢管中，能够使强度以及扁平性能都提高的有效的手段是晶粒的微细化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2002-20841号公报

发明内容

然而，本发明人进行研究的结果判明：在上述的技术中，虽然铁素体的平均粒径能够微细化至4～5μm以下程度，但是另一方面，由于织构发达，在电焊焊接部(以下称为焊接部)中变得容易发生裂纹，电焊钢管的扁平性能劣化。尤其是判明：高t/D的热缩径电焊钢管由于扁平试验时的应变变大，因此更容易受到织构的影响。

本发明是鉴于上述实情而完成的，其目的是提供具有优异的扁平性能以及在热处理后具有优异的疲劳特性和高强度(高硬度)的热缩径电焊钢管。

本发明人关于抑制塑性变形时的热缩径电焊钢管的焊接部中的裂纹的方法进行了研究。其结果，本发明人发现：通过将热缩径后的铁素体微细化且抑制织构的发达，能够抑制焊接部中的裂纹的发生，能够提高热缩径电焊钢管的扁平性能。

基于上述知见而完成的本发明的主旨如下。

(1)本发明的一方式涉及的热缩径电焊钢管，其特征在于，具有母材部和焊接部，所述母材部的化学组成以质量％计包含

C：0.210～0.400％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：0.50～1.70％、

P：0.100％以下、

S：0.010％以下、

N：0.0100％以下、

Al：0.010～0.100％、

Ti：0.010～0.060％、

B：0.0005～0.0050％、

Cr：0～0.500％、

Mo：0～0.500％、

Cu：0～1.000％、

Ni：0～1.000％、

Nb：0～0.050％、

W：0～0.050％、

V：0～0.500％、

Ca：0～0.0050％、和

REM：0～0.0050％，

余量由Fe以及杂质构成，

Ti含量除以N含量而得到的值即Ti/N为3.0以上，

在所述焊接部的显微组织中，

该显微组织的平均粒径为10.0μm以下，

铁素体的面积率为20％以上，剩余部分的组织包含珠光体和贝氏体-马氏体之中的至少1种，

在所述焊接部的织构中，{001}面的集积度为6.0以下，

所述母材部的临界冷却速度Vc90为5℃/s～90℃/s，

所述临界冷却速度Vc90，在将C含量(质量％)记为[C]、将Si含量(质量％)记为[Si]、将Mn含量(质量％)记为[Mn]、将Cr含量(质量％)记为[Cr]、将Mo含量(质量％)记为[Mo]、将Ni含量(质量％)记为[Ni]时，在B含量超过0.0004％的情况下用下述(1)式表示，在B含量为0.0004％以下的情况下用下述(3)式表示。

log₁₀Vc90＝2.94-0.75×β…(1)

β＝2.7×[C]+0.4×[Si]+[Mn]+0.8×[Cr]+2×[Mo]+0.45×[Ni]…(2)

log₁₀Vc90＝2.94-0.75(β’-1)…(3)

β’＝2.7×[C]+0.4×[Si]+[Mn]+0.8×[Cr]+[Mo]+0.45×[Ni]…(4)

(2)根据上述(1)所述的热缩径电焊钢管，所述化学组成以质量％计包含选自

Mo：0.010～0.500％、

Cu：0.010～1.000％、

Ni：0.010～1.000％、

Nb：0.005～0.050％、

W：0.010～0.050％、

V：0.010～0.500％、

Ca：0.0001～0.0050％、和

REM：0.0001～0.0050％

之中的1种或2种以上。

根据本发明涉及的上述一方式，能够提供具有优异的扁平性能以及在热处理后具有优异的疲劳特性以及高硬度的热缩径电焊钢管。

上述一方式涉及的热缩径电焊钢管，能够适宜地应用于汽车的行走部分的部件、例如稳定器(stabilizer)、驱动轴(drive shaft)、齿条(rack bar)等。

附图说明

图1是示出焊接部中的显微组织的平均粒径与裂纹发生率的关系的图。

图2是示出焊接部的织构中的{001}面的集积度与裂纹发生率的关系的图。

图3是示出焊接部的显微组织的平均粒径与热缩径的轧制时间的关系的图。

图4是示出在850℃以下的温度域中的累积缩径率与焊接部的织构中的{001}面的集积度的关系的图。

图5是用于说明焊接对合面的图。

具体实施方式

以下，关于本实施方式涉及的电焊钢管(以下称为热缩径电焊钢管)进行详细说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种的变更。

热缩径电焊钢管是将电焊钢管加热而进行热缩径加工从而制造的钢管，在热缩径加工后不进行冷成形而成为产品，与此相对，通过冷成形而得到的电焊钢管(通常，将该冷加工状态的钢管称为电焊钢管)在冷成形后成为产品。因此，在长度方向的拉伸试验中，在通过冷成形而得到的电焊钢管中，因由冷引起的应变而加工硬化，屈服强度变高。因此，电焊钢管的屈服比(屈服强度/抗拉强度)与热缩径电焊钢管相比变高。因此，本实施方式涉及的热缩径电焊钢管和通过冷成形而得到的电焊钢管能够利用长度方向的拉伸试验的结果来区别。具体而言，在钢管长度方向的拉伸试验中，对于冷成形管而言为95％以上，对于热缩径电焊钢管而言为小于95％。

对于以下的夹着“～”而记载的数值限定范围，下限值以及上限值包含在该范围中。对于表示为“小于”、“超过”的数值，该值不包含在数值范围中。关于化学组成的“％”全部是指“质量％”。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的母材部化学组成，以质量％计包含C：0.210～0.400％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.50～1.70％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％、Ti：0.010～0.060％、B：0.0005～0.005％、以及余量：Fe以及杂质。以下，关于各元素进行说明。

再者，在本实施方式中，焊接部(有时称为电焊焊接部)表示对接面和其周边部，母材部表示焊接部以外的区域。

C：0.210～0.400％

C是有助于钢的硬度提高的元素。若C含量小于0.210％，则在热处理后不能够得到期望的硬度。因此，C含量设为0.210％以上。优选为0.230％以上，更优选为0.240％以上。C含量进一步优选为超过0.300％。

另一方面，若C含量超过0.400％，则大量生成渗碳体，热缩径电焊钢管的扁平特性劣化。因此，C含量设为0.400％以下。优选为0.380％以下，更优选为0.360％以下。

Si：0.05～0.50％

Si是通过固溶强化来强化钢从而提高钢的疲劳特性的元素。若Si含量小于0.05％，则钢的疲劳特性劣化。因此，Si含量设为0.05％以上。Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.25％以上。

另一方面，若Si含量超过0.50％，则通过在电焊焊接部生成Mn和/或Si系氧化物从而热缩径电焊钢管的扁平性能以及疲劳特性劣化。因此，Si含量设为0.50％以下。优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。

Mn：0.50～1.70％

Mn是为了固溶强化以及淬火性提高而重要的元素。若Mn含量小于0.50％，则在淬火处理后不能够得到期望的硬度。因此，Mn含量设为0.50％以上。优选为0.70％以上，更优选为0.90％以上。

另一方面，若Mn含量超过1.70％，则生成MnS等硫化物，疲劳特性、尤其是电焊焊接部的疲劳特性劣化。因此，Mn含量设为1.70％以下。优选为1.50％以下，更优选为1.50％以下。

P：0.100％以下

P是具有固溶强化作用的元素，但若P含量超过0.100％，则引起晶界脆化等从而热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，P含量设为0.100％以下。优选为0.080％以下，更优选为0.060％以下。

P含量越低则越优选，优选为0％，但若过度地降低P含量，则脱P成本显著增加。因此，P含量也可以设为0.001％以上。

S：0.010％以下

S是通过形成硫化物而使热缩径电焊钢管的疲劳特性劣化的元素。若S含量超过0.010％，则热缩径电焊钢管的疲劳特性、尤其是电焊焊接部的疲劳特性显著劣化。因此，S含量设为0.010％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。

S含量越低则越优选，优选为0％，但若过度地降低S含量，则脱S成本显著增加。因此，S含量也可以设为0.0001％以上。

N：0.0100％以下

N是通过使BN析出而使钢的淬火性降低的元素。若N含量超过0.0100％，则在热处理后得不到期望的硬度，另外，疲劳特性劣化。因此，N含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。

N含量越低则越优选，优选为0％，但若过度地降低N含量，则脱N成本显著增加。因此，N含量也可以设为0.0005％以上。

Al：0.010～0.100％

Al是作为脱氧材料有效的元素。若Al含量小于0.010％，则热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，Al含量设为0.010％以上。优选为0.030％以上，更优选为0.050％以上。

另一方面，若Al含量超过0.100％，则大量生成Al氧化物，热缩径电焊钢管的电焊焊接部的扁平性能劣化。因此，Al含量设为0.100％以下。优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。

Ti：0.010～0.060％

Ti是将晶粒微细化、有助于热缩径电焊钢管的扁平性能的提高的元素。若Ti含量小于0.010％，则热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，Ti含量设为0.010％以上。优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，若Ti含量超过0.060％，则通过生成粗大的Ti碳氮化物从而扁平性能劣化。因此，Ti含量设为0.060％以下。优选为0.050％以下，更优选为0.045％以下。

而且，Ti的添加也具有形成TiN而使固溶N减少、防止因BN析出而使有助于淬火性的固溶B减少的作用。在该情况下，优选设为Ti≥3.4N。

B：0.0005～0.0050％

B是在晶界偏析而有助于钢的淬火性的元素。若B含量小于0.0005％，则在热处理后不能够得到期望的硬度，疲劳特性劣化。因此，B含量设为0.0005％以上。优选为0.0010％以上，更优选为0.0020％以上。

另一方面，若B含量超过0.0050％，则通过B₂₃(CB)₆等的含B析出物析出，淬火性反而降低，在热处理后不能够得到期望的硬度，疲劳特性劣化。因此，B含量设为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的母材部的化学组成的剩余部分(余量)可以为Fe以及杂质。在本实施方式中，杂质意味着从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质、或者在不对本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的特性造成不良影响的范围内容许的物质。作为杂质，可列举Sn、Pb、Co、Sb、As等。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的母材部，也可以代替Fe的一部分而包含以下的任意元素。不含有任意元素的情况下的其含量的下限为0％。母材部的化学组成也可以以质量％计包含选自Mo：0.010～0.500％、Cu：0.010～1.000％、Ni：0.010～1.000％、Nb：0.005～0.050％、W：0.010～0.050％、V：0.010～0.500％、Ca：0.0001～0.0050％和REM：0.0001～0.0050％之中的1种或2种以上。以下，关于各任意元素进行说明。

Cr：0～0.500％

Cr是通过析出强化以及淬火性提高而使钢的硬度提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Cr含量希望设为0.010％以上。优选为0.030％以上，更优选为0.100％以上。由于也可以不含有，因此Cr含量的下限为0％。

另一方面，若Cr含量超过0.500％，则在焊接部生成Cr氧化物，热缩径电焊钢管的扁平性能以及疲劳特性劣化。因此，Cr含量设为0.500％以下。优选为0.260％以下，更优选为0.240％以下。

Mo：0～0.500％

Mo是在使淬火性提高的同时通过形成碳氮化物而有助于热处理后的硬度的提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Mo含量优选设为0.010％以上。由于也可以不含有，因此Mo含量的下限为0％。

即使使Mo含量超过0.500％，上述效果也饱和，因此Mo含量设为0.500％以下。

Cu：0～1.000％

Cu是使钢的淬火性提高而使热处理后的硬度提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Cu含量优选设为0.010％以上。由于也可以不含有，因此Cu含量的下限为0％。

另一方面，若Cu含量超过1.000％，则钢因Cu析出而脆化。因此，Cu含量设为1.000％以下。

Ni：0～1.000％

Ni是在使钢的淬火性提高的同时抑制Cu脆性的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Ni含量优选设为0.010％以上。由于也可以不含有，因此Ni含量的下限为0％。

另一方面，若Ni含量超过1.000％，则热缩径电焊钢管的焊接性降低。因此，Ni含量设为1.000％以下。

Nb：0～0.050％

Nb是通过晶粒的微细化而使热缩径电焊钢管的韧性提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Nb含量优选设为0.005％以上。由于也可以不含有，因此Nb含量的下限为0％。

另一方面，若Nb含量超过0.050％，则通过形成粗大的Nb碳氮化物，热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，Nb含量设为0.050％以下。

W：0～0.050％

W是在钢中形成碳化物、有助于钢的硬度的提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，W含量优选设为0.010％以上。由于也可以不含有，因此W含量的下限为0％。

另一方面，若W含量超过0.050％，则通过大量形成碳化物，热缩径电焊钢管的扁平性能降低。因此，W含量设为0.050％以下。

V：0～0.500％

V是析出强化元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，V含量优选设为0.010％以上。由于也可以不含有，因此V含量的下限为0％。

另一方面，若V含量超过0.500％，则通过形成粗大的V碳化物，热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，V含量设为0.500％以下。

Ca：0～0.0050％

Ca是通过生成硫化物来抑制伸长的MnS的生成、有助于热缩径电焊钢管的扁平性能提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，Ca含量优选设为0.0001％以上，进一步优选为0.0005％以上。由于也可以不含有，因此Ca含量的下限为0％。

另一方面，若Ca含量超过0.0050％，则生成大量的CaO，热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，Ca含量设为0.0050％以下。

REM：0～0.0050％

REM与Ca同样地是通过生成硫化物来抑制伸长的MnS的生成、有助于热缩径电焊钢管的扁平性能提高的元素。因此，也可以根据需要而含有。在要可靠地得到上述效果的情况下，REM含量优选设为0.0001％以上，进一步优选为0.0005％以上。由于也可以不含有，因此REM含量的下限为0％。

另一方面，若REM含量超过0.0050％，则REM的氧化物的个数增加，热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，REM含量设为0.0050％以下。

在本实施方式中，REM是指镧系元素的合计15种元素，REM的含量意味着这些元素的合计含量。

Ti含量除以N含量而得到的值即Ti/N为3.0以上

若N含量过高，则因BN析出而不能够充分地得到由B带来的淬火性提高效果。其结果，在热处理后不能够得到期望的硬度。为了通过将N以TiN的形式固定来得到由B带来的淬火性提高效果，Ti/N设为3.0以上。优选为3.4以上，更优选为5.0以上。

上限不特别规定，但Ti/N可以设为30.0以下。

在本实施方式的热缩径电焊钢管中，确保淬火性是重要的。作为淬火性的指标，例如使用通过“铁和钢(鉄と鋼),74(1988)P.1073”而知晓的临界冷却速度Vc90(℃/s)。临界冷却速度Vc90，在将C含量(质量％)记为[C]、将Si含量(质量％)记为[Si]、将Mn含量(质量％)记为[Mn]、将Cr含量(质量％)记为[Cr]、将Mo含量(质量％)记为[Mo]、将Ni含量(质量％)记为[Ni]时，在硼(B)含量超过0.0004质量％的情况下用下述式(1)表示，在B含量为0.0004质量％以下的情况下用下述式(3)表示。临界冷却速度意味着马氏体的体积率成为90％以上的冷却速度。因此，Vc90越低则表示淬火性越高。

log₁₀Vc90＝2.94-0.75×β…(1)

β＝2.7×[C]+0.4×[Si]+[Mn]+0.8×[Cr]+2×[Mo]+0.45×[Ni]…(2)

log₁₀Vc90＝2.94-0.75(β’-1)…(3)

β’＝2.7×[C]+0.4×[Si]+[Mn]+0.8×[Cr]+[Mo]+0.45×[Ni]…(4)

在本实施方式的热缩径电焊钢管中，母材部的临界冷却速度Vc90为90℃/s以下。临界冷却速度Vc90优选为70℃/s以下。若临界冷却速度Vc90为90℃/s以下，则能得到优异的淬火性。临界冷却速度Vc90的下限不特别限定。临界冷却速度Vc90为5℃/s以上。临界冷却速度Vc90优选为15℃/s以上。

再者，本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的电焊焊接部的化学组成，虽然因脱碳而C含量稍微降低，但是基本上与母材部的化学组成是同样的。通过满足上述的化学组成，能够在确保规定的热处理后的硬度的同时得到疲劳特性。

接着，关于本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的焊接部(也有时称为电焊焊接部)进行详细说明。本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的焊接部，显微组织的平均粒径为10.0μm以下，铁素体的面积率为20％以上，剩余部分的组织(其余组织)包含珠光体和贝氏体-马氏体(贝氏体和马氏体)之中的至少1种，并且，在焊接部的织构中，{001}面的集积度为6.0以下。

焊接部的平均粒径：10.0μm以下

本发明人发现：使热缩径电焊钢管的焊接部中的显微组织的平均粒径为10.0μm以下是为了抑制焊接部中的裂纹、提高热缩径电焊钢管的扁平性能而有效的要件之一。在图1中示出焊接部中的显微组织的平均粒径与裂纹发生率的关系。再者，图1中所记载的例子是使用后述的实施例的钢种A，通过变更制造条件而使显微组织的平均粒径变化了的例子，裂纹的有无采用与后述的实施例同样的方法评价。在图1中的例子中，焊接部的织构中的{001}面的集积度为4～5。根据图1可知：通过使焊接部中的显微组织的平均粒径为10.0μm以下，能够降低裂纹发生率。

焊接部中的显微组织的平均粒径优选设为8.0μm以下，更优选设为7.0μm以下，进一步优选设为6.0μm以下。

显微组织的平均粒径可以设为1.0μm以上、2.0μm以上、3.0μm以上。热缩径电焊钢管的母材部中的显微组织的平均粒径为与焊接部的显微组织的平均粒径同等的程度。具体而言，母材部中的显微组织的平均粒径，在将焊接部的平均粒径设为100％时，成为50％～200％的大小。

焊接部中的显微组织的平均粒径采用以下的方法来测定。观察面设为热缩径电焊钢管的焊接部的对接面(焊接对合面)。在与管轴向(长度方向)垂直的面且以能够观察表示对接面的焊接线的方式制取试样。将制取的试样的与管轴向垂直的面进行研磨并用硝酸乙醇腐蚀液(Nital)进行腐蚀，来确定焊接线。再者，焊接线是发生了脱碳的区域，颜色变得发白，因此能够容易地判断。包含该焊接线的与周向垂直的面是对接面(图5的斜线部分)，为了能够观察该面，以成为从焊接线起算周向左右50μm以内的观察面的方式通过切断、切削而加工。即，电焊焊接部相当于夹着焊接对合面的左右50μm的部分。

将观察面进行湿式研磨而加工成镜面之后，进行电解研磨，除去表面的应变层。使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置，对于观察面的以管厚1/2为中心的500μm×500μm的区域，以0.3μm的测定间隔利用电子背散射衍射法进行测定而得到晶体取向信息。此时，EBSD装置内的真空度设为9.6×10^-5Pa以下，加速电压设为15kV，照射电流水平设为13，电子束的照射水平设为62。

根据得到的晶体取向信息来计算相邻的测定点的取向差。将取向差为15°以上的边界定义为晶界，将由该晶界包围的区域作为显微组织的晶粒抽取。利用“面积分率(AreaFraction)”法来求出抽取的晶粒的等效圆直径，通过算出它们的平均值来得到显微组织的平均粒径。但是，关于等效圆直径为0.50μm以下的晶粒，从平均粒径的计算的对象排除在外。再者，在观察母材部的情况下，观察从焊接部沿钢管的圆周方向离开了90°的位置的与管轴向和管表面垂直的面。以能够观察从焊接部沿钢管的圆周方向离开了90°的位置的方式制取试样。其他的条件设为与焊接部的观察同样而进行观察。

铁素体的面积率：20％以上

若焊接部的显微组织中的铁素体的面积率小于20％，则热缩径电焊钢管的扁平性能劣化。因此，铁素体的面积率设为20％以上。优选为30％以上，更优选为40％以上。

上限不特别限定，但可以设为90％以下、80％以下。

珠光体

在本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的焊接部中可包含珠光体。珠光体的面积率根据与铁素体的面积率的关系优选设为80％以下，更优选设为70％以下、60％以下。另外，若珠光体的面积率设为20％以上，则电焊钢管的扁平性能提高，因此优选。

在本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的焊接部中，作为铁素体、珠光体以外的组织，可以含有例如贝氏体-马氏体。铁素体以外的剩余部分的组织可以是珠光体和贝氏体-马氏体之中的至少1种。铁素体、珠光体以外的组织的面积率优选为2％以下。

焊接部中的组织分率采用以下的方法来测定。观察面与织构的观察面相同，设为热缩径电焊钢管的对接面。利用与显微组织的平均粒径的测定时同样的方法，进行试样的制取、观察面的处理。使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置，对于观察面的管厚1/2部的500μm×500μm的区域，以0.3μm的测定间隔利用电子背散射衍射法进行测定而得到晶体取向信息。此时，EBSD装置内的真空度设为9.6×10^-5Pa以下，加速电压设为15kV，照射电流水平设为13，电子束的照射水平设为62。

根据得到的晶体取向信息，使用搭载于EBSD解析装置附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”的功能，将由取向差为15°以上的晶界包围的晶粒内的取向差(GAM值：GrainAverage Misorientation)为1°以下的区域作为铁素体与珠光体抽取，将GAM值超过1°的区域作为贝氏体-马氏体抽取。在本说明书中，将贝氏体和马氏体不加以区别而进行抽取。通过算出各区域的面积率，得到铁素体与珠光体的面积率、以及贝氏体-马氏体的面积率。

接着，通过光学显微镜观察来测定珠光体的面积率。将与上述的测定相同的观察面进行镜面加工后，利用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。由此，珠光体被腐蚀得发黑，因此能够与铁素体区别。珠光体是铁素体和渗碳体呈层状地交替存在的组织，但若利用光学显微镜进行观察，则由于分辨率不高，因此看起来发黑。再者，若利用扫描型电子显微镜进行观察，则能够直接判断是层状的铁素体和渗碳体组织。通过算出被腐蚀得发黑的区域的面积率，来得到珠光体的面积率。另外，通过从上述的使用EBSD装置通过测定而得到的“铁素体与珠光体的面积率”减去珠光体的面积率，得到铁素体的面积率。

再者，关于母材部的金属组织，不特别限定，但优选设为在热处理后能得到期望的硬度的金属组织。例如设为铁素体：20～80％、珠光体：20～80％即可。铁素体与珠光体的合计面积率为98％以上。面积率的测定采用与焊接部同样的方法来进行即可。

焊接部的织构：{001}面的集积度为6.0以下

本发明人发现：在焊接部的织构中，使{001}面的集积度为6.0以下是用于抑制焊接部中的裂纹、提高热缩径电焊钢管的扁平性能的有效的要件之一。在图2中示出焊接部的织构中的{001}面的集积度与裂纹发生率的关系。再者，图2中所记载的例子是使用后述的实施例的钢种A，通过变更制造条件而使{001}面的集积度变化了的例子，裂纹的有无采用与后述的实施例同样的方法来评价。在图2中的例子中，焊接部的显微组织是满足上述的平均粒径以及组织分率的。根据图2可知：通过使焊接部的织构中的{001}面的集积度为6.0以下，能够降低裂纹发生率。再者，在母材部的织构中，{001}面的集积度比焊接部低。例如，集积度可以是4.0以下且比焊接部低的值。另外，有时即使在淬火以及回火后织构也残存。

焊接部的织构中的{001}面的集积度优选设为5.0以下，更优选设为4.5以下，进一步优选设为4.0以下。

下限不特别限定，但由于在晶体取向为随机(random)的情况下成为1.0，因此可以设为1.0以上。

织构的测定

焊接部中的织构采用以下的方法来测定。测定面设为热缩径电焊钢管的对接面。采用与显微组织的平均粒径的测定时同样的方法，进行试样的制取、测定面(观察面)的处理。

在测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置。此时，EBSD装置内的真空度设为9.6×10^-5Pa以下，加速电压设为15kV，照射电流水平设为13，电子束的照射水平设为62。对于测定面的管厚1/2部的1mm×1mm的区域，以0.3μm的测定间隔利用电子背散射衍射法进行测定，由此得到晶体取向信息。

{100}面的集积度是{001}取向与随机取向之比，具体而言，对于得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置附带的软件“OIM Data Collection”功能以及“OIM Analysis(注册商标)”，算出与管轴向平行的{001}面的集积度。由此，得到焊接部的织构中的{001}面的集积度。

热处理后的疲劳特性：疲劳极限350MPa以上

汽车行走部分的部件等所使用的热缩径电焊钢管，一般被加工成部件形状后，进行热处理后被使用。因此，要求热缩径电焊钢管在热处理后具有优异的疲劳特性。这样的热缩径电焊钢管，在规定的热处理后的扭转疲劳试验中的疲劳极限优选为350MPa以上。再者，疲劳破坏发生在焊接部。

关于测定热缩径电焊钢管的疲劳极限时的热处理进行说明。在本实施方式中，所谓热处理是指进行淬火以及回火的处理，所述淬火是将热缩径电焊钢管加热至850～1000℃的温度域，并在上述温度域中保持10～1800秒后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温(25℃左右)～300℃的温度域，所述回火是加热至200～420℃的温度域，并在上述温度域中保持5～60分钟。

再者，这里所说的平均冷却速度，是指冷却开始时的温度与冷却结束时的温度之差除以从冷却开始时到冷却结束时的经过时间而得到的值。另外，在规定的温度域中的保持，可以使温度为恒定，也可以使温度在温度域的范围中变动。

接着，关于测定疲劳极限的方法进行说明。进行上述热处理后，进行热缩径电焊钢管的扭转疲劳试验。扭转疲劳试验在最小应力与最大应力之比(应力比)成为-1的条件下以频率10Hz来实施。通过求出在200万次的反复次数下不破坏的最大应力而得到疲劳极限。

热处理后的维氏硬度：450Hv以上

汽车行走部分的部件等所使用的热缩径电焊钢管，一般被加工成部件形状后，进行热处理后被使用。因此，要求热缩径电焊钢管在热处理后具有高的硬度。若热处理后的维氏硬度小于450Hv，则有时不能够适宜地应用于汽车的行走部分的部件。因此，热处理后的维氏硬度优选为450Hv以上。热处理后的维氏硬度优选为480Hv以上、500Hv以上。

维氏硬度的上限不特别限定，但可以设为650Hv以下、600Hv以下。

关于测定维氏硬度的方法进行说明。在以与上述的测定疲劳极限时的热处理同样的条件进行热处理后，测定热缩径电焊钢管的维氏硬度。以能够观察热缩径电焊钢管的与管轴向垂直的截面的方式制取试样。对于将焊接部的对接面设为0°的情况下的45°位置、90°位置、135°位置、180°位置、225°位置以及270°位置处的、距外表面为0.5mm的位置、距外表面为1mm的位置、管厚1/2位置、距内表面为0.5mm的位置以及距内表面为1mm的位置的全部(共计30处)，测定维氏硬度。通过算出所得到的维氏硬度的平均值，得到热处理后的维氏硬度。再者，负荷载荷设为98N。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的管厚(壁厚)t不特别限定，但可以设为2mm～15mm。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的外径D为10mm～45mm。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的壁厚t(mm)与外径D(mm)之比t/D优选为10％～30％。

接着，对于本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的优选的制造方法进行说明。

首先，在本发明中，成为热缩径电焊钢管的坯料的热轧钢板的制造方法不需要特别限定，常用的方法都能够应用。优选利用转炉、电炉等的熔炼炉来熔炼上述的组成的钢液，利用连续铸造方法等来制成为板坯等的钢坯。使所得到的钢坯经过加热工序、热轧工序、冷却工序、卷取工序而制造热轧钢板。在卷取状态的热轧钢板的宽度过宽的情况下，也可以进行宽度方向分切(slit)而得到宽度窄的卷材(也称为带钢)。

本实施方式涉及的热缩径电焊钢管的优选的制造方法，具备在对热轧钢板进行辊成形的同时将对接部进行电焊焊接的工序、和进行热缩径的工序。以下，对于各工序进行说明。

首先，在对热轧钢板进行辊成形的同时将对接部(钢板的端部)进行电焊焊接。关于电焊焊接，可以是电阻焊接和高频焊接之中的任何一者。在电焊焊接后，通常通过定径工序来提高圆度。由此，得到成为热缩径电焊钢管的坯管的电焊钢管(以下，为了与本实施方式涉及的热缩径电焊钢管区别而记载为钢管)。

接着，对钢管进行热缩径。热缩径，通过将钢管加热至1100℃以下的温度域，并在该温度域中保持10～300秒后，利用减径轧机(Strech Reducer)来进行。另外，若加热温度超过1100℃、或者保持时间超过300秒，则伴随着奥氏体的粗大化，显微组织的平均粒径增加，扁平性能劣化，因此不优选。加热的目的是将钢管加热至奥氏体区域，因此设为900℃以上。

热缩径优选利用3辊式的减径轧机来进行，但并不限定于此。减径轧机优选是能够进行连续轧制的、串列地配置了多个机架的减径轧机。

热缩径的道次数不特别规定，但优选设为10～30道次。为了使焊接部的显微组织的平均粒径为10.0μm以下，轧制时间(从第1道次的轧制开始到最终道次的轧制结束为止的经过时间)优选设为10秒以下。若轧制时间过长，则应变的回复发展，铁素体相变时的核生成位点位减少，铁素体会粗大化。

在图3中示出焊接部的显微组织的平均粒径与热缩径的轧制时间的关系。再者，图3中所记载的例子是使用后述的实施例的钢种A，通过变更热缩径的轧制时间而使焊接部的显微组织的平均粒径变化了的例子。根据图3可知：热缩径的轧制时间越短，则焊接部的显微组织的平均粒径越微细化。认为这是因为：通过轧制时间变短，道次间时间变短，奥氏体中的位错的回复等被抑制，相变后的铁素体微细化了。

在热缩径中，优选控制在650℃以上的温度域中的累积缩径率以及在850℃以下的温度域中的累积缩径率。再者，累积缩径率定义为在规定的温度域中的热缩径前后的外径变化量除以热缩径前的外径而得到的用百分率(％)表示的值。在650℃以上的温度域中，优选以使得累积缩径率成为40.0％以上的方式进行热缩径。通过使在650℃以上的温度域中的累积缩径率为40.0％以上，能够控制焊接部中的晶体粒径。

在该温度域中的累积缩径率的上限不特别规定，但优选设为90.0％以下。

在850℃以下的温度域中的累积缩径率优选设为40.0％以下。在图4中示出在850℃以下的温度域中的累积缩径率与焊接部的织构中的{001}面的集积度的关系。再者，图4中所记载的例子是使用后述的实施例的钢种A，通过变更而使{001}面的集积度变化了的例子。根据图4可知：通过使在850℃以下的温度域中的累积缩径率为40.0％以下，焊接部的织构中的{001}面的集积度成为6.0以下。

在850℃以下的温度域中的累积缩径率的下限不特别限定，但设为0.0％以上即可。

热缩径的结束温度(最终道次的出侧温度)，为了控制在上述温度域中的累积缩径率而优选设为650℃以上。

在进行热缩径后，优选以5℃/s以下的平均冷却速度冷却至室温(25℃左右)。若平均冷却速度超过5℃/s，则生成低温相变组织，铁素体的面积率变得小于20％。

采用以上说明的制造方法，能够稳定地制造本实施方式涉及的热缩径电焊钢管。

实施例

接着，利用实施例来进一步具体地说明本发明的一方式的效果，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例，本发明并不被该一条件例限定。本发明能够在不脱离本发明的主旨且达到本发明的目的的限度下采用各种的条件。

熔炼具有表1-1以及表1-2中所示的化学成分的钢种，并通过对它们进行热轧而得到了热轧钢板。接着，通过在对热轧钢板进行辊成形的同时将对接部(钢板的端部)进行电焊焊接而得到了表3-1以及表3-2的钢管。通过对该钢管在表2-1以及表2-2中所示的条件下进行热缩径而得到了具有表3-1以及表3-2的壁厚t、外径D以及t/D的热缩径电焊钢管。对该热缩径电焊钢管利用上述的方法进行了组织观察、织构观察。将得到的结果示于表4-1以及表4-2。No.1的母材部的平均粒径为4.5μm。表4-1以及表4-2中的剩余部分的组织的栏目中的P意味着珠光体，B/M意味着贝氏体-马氏体。

将得到的热缩径电焊钢管切断成长度150mm而作为试样，进行了扁平试验。以热缩径电焊钢管的焊接部和相对于焊接部为180度的位置与压力机的模具接触的方式配置了热缩径电焊钢管。将热缩径电焊钢管压制成扁平形状，评价了此时的裂纹的发生的有无。压制进行至焊接部和相对于焊接部为180°的位置的内表面彼此的距离成为直径的一半为止。对钢管内表面应用渗透探伤法，在观察到1mm以上的龟裂的情况下，判断为发生了裂纹。

分别进行250根的扁平试验，在连1根也没有发生裂纹的情况下，视为具有优异的扁平性能而判定为合格，在表中记载为“OK”。另一方面，在至少1根发生了裂纹的情况下，视为不具有优异的扁平性能而判定为不合格，在表中记载为“NG”。裂纹发生率为发生了裂纹的根数除以作为母数的100而得到的值。在扁平试验中，将裂纹发生率为0％的情况视为合格。

对得到的热缩径电焊钢管，在表2-1以及表2-2所示的条件下进行热处理(淬火、回火)后，进行了扭转疲劳试验。再者，在淬火加热温度下保持300～600秒，然后以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温的温度域。扭转疲劳试验在最小应力与最大应力之比(应力比)成为-1的条件下以频率10Hz来实施。通过求出在200万次的反复次数下不破坏的最大应力而得到疲劳极限。

即使进行热处理，虽然集积度降低了，但是织构也残存。另外，上述那样的制造条件也对热处理前的热缩径电焊钢管的特性造成影响。

在得到的疲劳极限为350MPa以上的情况下，视为具有优异的疲劳特性而判定为合格。另一方面，在疲劳极限小于350MPa的情况下，视为不具有优异的疲劳特性而判定为不合格。

另外，在上述热处理后，利用上述的方法测定了维氏硬度。将得到的结果示于表4-1以及表4-2。再者，在淬火加热温度下保持300～600秒，然后以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温的温度域。

在得到的维氏硬度为450Hv以上的情况下，视为具有高的硬度而判定为合格。另一方面，在维氏硬度小于450Hv的情况下，视为不具有高的硬度而判定为不合格。

/>

表3-1

表3-2

/>

若看表4-1以及表4-2，则可知：本发明例涉及的热缩径电焊钢管具有高的硬度以及优异的扁平性能和疲劳特性。

另一方面，可知：比较例涉及的热缩径电焊钢管，特性之中的某一个以上较差。

No.21是由于C含量高因此扁平性能劣化了的例子。

No.22是由于C含量低因此硬度劣化了的例子。

No.23是由于Si含量高因此扁平性能以及疲劳特性劣化了的例子。

No.24是由于Si含量低因此硬度以及疲劳特性劣化了的例子。

No.25是由于Mn含量高因此疲劳特性劣化了的例子。

No.26是由于Mn含量低因此硬度劣化了的例子。

No.27是由于P含量高因此扁平性能以及疲劳特性劣化了的例子。

No.28是由于S含量高因此扁平性能以及疲劳特性劣化了的例子。

No.29是由于Al含量高因此扁平性能劣化了的例子。

No.30是由于Cr含量高因此扁平性能以及疲劳特性劣化了的例子。

No.31是由于Ti含量高因此扁平性能劣化了的例子。

No.32是由于Ti含量低因此扁平性能劣化了的例子。

No.33是由于B含量高因此硬度以及疲劳特性劣化了的例子。

No.34是由于B含量低因此硬度以及疲劳特性劣化了的例子。

No.35是由于N含量高因此硬度以及疲劳特性劣化了的例子。

No.36是由于Ti/N高因此硬度劣化了的例子。

No.37以及No.38是由于热缩径的轧制时间长、显微组织的平均粒径大因此扁平性能劣化了的例子。

No.39～43是由于在850℃以下的温度域中的累积缩径率大、织构中的{001}面的集积度大因此扁平性能劣化了的例子。

No.44以及No.45是由于热缩径后的平均冷却速度大、铁素体的面积率小因此扁平性能劣化了的例子。

No.46是由于在650℃以上的温度域中的累积缩径率小、织构中的{001}面的集积度大因此扁平性能劣化了的例子。

No.47由于Vc90高，因此即使是在上述的热缩径的条件的范围，铁素体分率也变高，不能够满足集积度。

No.48由于加热温度超过了1100℃，因此显微组织的平均粒径超过了10μm。因此，扁平性能劣化了。

产业上的可利用性

根据本发明涉及的上述方式，能够提供具有优异的扁平性能以及在热处理后具有优异的疲劳特性以及高硬度的热缩径电焊钢管。

上述一方式涉及的热缩径电焊钢管能够适宜地应用于汽车的行走部分的部件、例如稳定器。

Claims

1.一种热缩径电焊钢管，其特征在于，

具有母材部和焊接部，

所述母材部的化学组成以质量％计包含