CN1401012A - 成形性优良的钢管及制造这种钢管的方法 - Google Patents

成形性优良的钢管及制造这种钢管的方法 Download PDF

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Abstract

一种具有良好成形性的钢管，其特征是它包括，以质量百分数计：0.0005－0.30％的C，0.001－2.0％的Si和0.01－3.0％的Mn，以及可供选择地含有特定量的特定元素，余量为Fe和不可避免的杂质，并且相对于在钢板的1/2板厚度位置处的板平面，取向群{110}<110>;－{111}<110>的平均X射线随机强度比为≥2.0和/或{110}<110>的X射线随机强度比为≥3.0。钢管具有高强度并在液压成形法和其它成形法中显示出良好的成形性。

Description

成形性优良的钢管及制造这种钢管的方法
技术领域
本发明涉及一种用于，例如，汽车或其它同类物品的底架部件，结构件，等等的钢材，尤其是，在液压成形或类似方法中成形性优良的高强度钢管，并涉及制造这种钢管的方法。
背景技术
由于对在汽车中减轻重量的日益增长的需求，希望强化薄钢板。强化薄钢板使得能通过减少材料厚度来减轻汽车的重量，并且还能改善碰撞安全性。近来，人们根据对减轻汽车重量和降低汽车成本的需要，已经试验利用液压成形法将高强度钢材薄钢板或钢管制成复杂形状的部件，以达到减少部件数或焊接翼缘数的目的。预期一些新的成形工艺，如液压成形法(见日本未经审查的专利公开No.H10-175027)的实际应用，会产生很大的优点，如降低成本和增大设计工作中的自由度。
为了充分享受液压成形法的优点，需要一些适合于新成形方法的新材料。例如，在第50届日本塑性工艺联合会议(1999年，会议论文集P.447中)公开了r值对液压成形加工的影响。然而，所公开的是，根据模拟法分析，在纵向方向上的r值对T形成形是有效的，该T形成形是液压成形的基本成形方式之一。除了上述之外，正如在国际汽车工程师学会联合会(FISITA)世界汽车会议，2000A420(2000年6月12～15日在汉城召开)里所报道的，研发高成形性钢管的目标是要通过形成细晶粒实现高强度和高延性。在报告中还讨论了在钢管纵向方向上r值的改善。
然而，尽管细晶粒的形成对保证厚材料的延性很重要，但按照该报告所述，考虑到下述几点，即细晶粒是通过在比较低的温度下进行温加工得到的，并且在加工期间施加大压下量(在这种情况下，即减径率或减面率)，所以可能所报道的方法使n值降低，而且不增加平均r值，上述n值对用液压成形法和类似方法成形是重要的，而r值是成形性的指标。
正如上面所回顾的，只有很少几种情况实际研制出不仅适用于某种基本成形方式如液压成形法或类似方法，而且还适用于各种成形方法的材料。因此，在没有合适材料时，系用普通的高r值薄钢板和高延性薄钢板供液压成形应用。
发明的公开
本发明通过规定用于钢管的钢材特性而提供一种在液压成形和类似成形方法中成形性良好的钢管，以及一种制造该钢管的方法。
本发明人确定出了在液压成形或类似成形方法中成形性良好的一种钢材金相组织和织构，及一种用于控制金相组织和织构的方法。在这个基础上，本发明通过规定该组织和织构及用于控制它们的方法，提供一种在液压成形和类似成形方法中成形性良好的钢管及一种制造该钢管的方法。
因此，本发明的要点如下：
(1)一种成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，而余量由Fe和不可避免的杂质组成；并且在壁厚度中央(1/2壁厚)处的一个平面上取向分量群(方位群){110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机(无序)X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0，和/或在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
(2)按照项目(1)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Al、Zr和Mg中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
(3)按照项目(1)或(2)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Ti、V和Nb中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.001-0.5％。
(4)按照项目(1)-(3)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有质量百分数为0.001-0.20％的P。
(5)按照项目(1)-(4)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有质量百分数为0.0001-0.01％的B。
(6)按照项目(1)-(5)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有Cr、Cu、Ni、Co、W和Mo中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.001-1.5％。
(7)按照项目(1)-(6)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有Ca和稀土元素(Rem)中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
(8)按照项目(1)-(7)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：按面积百分数计，铁素体占金相组织≥50％；铁素体的晶粒粒度是在0.1-200μm范围内；并且在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0和/或在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
(9)成形性良好的钢管，其特征在于：满足下列性质的其中任一或是二者：
①在钢管的纵向方向上n值为≥0.12，和
②在钢管的圆周方向上n值为≥0.12。
(10)按照项目(9)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管纵向方向上r值的性质为≥1.1。
(11)一种成形性良好的钢管，其特征在于：钢管的织构满足下列条件①-③其中一个或一个以上条件：
①下列比值的至少其中之一或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
②下列比值其中至少任一个或两个为≤3.0：在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处一个平面上取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
③满足下列条件其中至少任一或二者：在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
(12)按照项目(9)-(11)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：按面积百分数含铁素体≥50％，并且铁素体的晶粒度是在0.1-200μm范围内。
(13)按照项目(9)-(12)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：按面积百分数含铁素体≥50％；铁素体的晶粒度是在1-200μm范围内；和晶粒度分布的标准偏差是在平均晶粒度±40％范围内。
(14)按照项目(9)-(13)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：按面积百分数含铁素体≥50％；并且铁素体晶粒的纵横比(长宽比，纵向方向上晶粒长度与厚度方向上晶粒厚度的比值)平均值是在0.5-3.0范围内。
(15)按照项目(9)-(14)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，
P：0.001-0.20％，和
N：0.0001-0.03％，而余量由Fe和不可避免的杂质组成。
(16)按照项目(15)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有，以质量计，下列的其中一种或一种以上：
Ti：0.001-0.5％，
Zr：≤0.001-0.5％，
Hf：≤0.001-2.0％，
Cr：≤0.001-1.5％，
Mo：≤0.001-1.5％，
W：≤0.001-1.5％，
V：≤0.001-0.5％，
Nb：≤0.001-0.5％，
Ta：≤0.001-2.0％，和
Co：≤0.001-1.5％
(17)按照项目(15)或(16)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有，以质量计，下列的其中一种或一种以上：
B：0.0001-0.01％，
Ni：0.001-1.5％，和
Cu：0.001-1.5％。
(18)按照项目(15)-(17)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有，以质量计，下列的其中一种或一种以上：
Al：0.001-0.5％，
Ca：0.0001-0.5％，
Mg：0.0001-0.5％，和
Rem：0.0001-0.5％。
(19)一种制造按照项目(1)-(18)中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：采用满足下列条件①-④其中任一个或一个以上条件的热轧或冷轧薄钢板作为板材成形母管，然后将该母管加热到从Ac3转变点到高于该Ac3转变点200℃的温度范围内，和然后使它在900-650℃温度范围内经受减径加工(缩径加工)：
①满足下列条件其中至少任一或二者：在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处一个平面上取向分量{110}<110>中X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0，
②下列比值其中至少一个或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处一个平面上取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在壁厚度中央处一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
③下列比值其中至少任一个或二者为≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
④满足下列条件其中至少任一或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
(20)一种制造按照项目(1)-(18)中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：采用满足下列条件①-④其中任一或一个以上条件的热轧或冷轧薄钢板作为板材成形母管，和然后在从650℃至高于Ac3转变点200℃范围内的温度下对母管施加热处理：
①满足下列条件其中至少任一或二者：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之各比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0，
②下列比值的至少其中之一或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
③下列比值的至少其中任一或者二者为≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
④满足下列条件的至少其中任一或二者：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥1.5。
(21)一种成形性良好的钢管，其特征在于：满足下列性质的其中任一或二者：
①在钢管纵向方向上的n值为≥0.18，和
②在钢管圆周方向上的n值为≥0.18。
(22)按照项目(21)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：具有在钢管纵向方向上的r值为≥0.6但＜2.2的性质。
(23)按照项目(21)或(22)所述的成形性良好的钢管，其特征在于：X射线强度与随机X射线衍射强度之比值满足下列两个条件：
①在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥1.5，和
②在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≤5.0。
(24)按照项目(21)-(23)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
(25)按照项目(21)-(24)中任一项所述的成形性优良的钢管，其特征在于：按照面积百分数含有铁素体为≥50％，并且铁素体的晶粒度是在0.1-200μm范围内。
(26)按照项目(21)-(25)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：按照面积百分数含有铁素体为≥50％；并且铁素体晶粒的纵横比(在纵向方向上晶粒长度与在厚度方向上晶粒厚度之比值)的平均值是在0.5-3.0范围内。
(27)按照项目(21)-(26)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，和
N：0.0001-0.03％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。
(28)按照项目(21)-(27)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有Al、Zr和Mg中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
(29)按照项目(21)-(28)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有Ti、V和Nb中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.001-0.5％。
(30)按照项目(21)-(29)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有质量百分数为0.001-0.20％的P。
(31)按照项目(21)-(30)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有质量百分数为0.0001-0.01％的B。
(32)按照项目(21)-(31)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有Cr、Cu、Ni、Co、W和Mo中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.001-5.0％。
(33)按照项目(21)-(32)中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有Ca和稀土元素(Rem)中的一种或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
(34)一种制造按照项目(21)-(33)中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：成形母管，然后将母管加热至从低于Ac3转变点50℃和高于Ac3转变点200℃的温度范围内，和然后使它在650-900℃的温度范围内，在减径比(缩径比)为10-40％下，使它经受减径加工。
实施本发明的最佳方式
下面详细说明本发明。首先说明按照项目(1)所述的发明。
在下面说明中，各元素的含量是用质量百分数表示。
C：C对增加钢的强度是有效的，并因此，加入≥0.0005％的C，但是，因为大量加入C对控制钢织构是不理想的，所以，它的加入上限定在0.30％。
Si：Si是用于增加强度并且也给钢脱氧的元素，因此，它的下限定在0.001％。然而，过多的加入Si导致在电镀时的可润湿性和可加工性变差，由于这个原因，Si含量的上限定在2.0％。
Mn是一种对增加钢强度有效的一种元素，因此它的含量下限定在0.01％。Mn含量的上限定在3.0％，因为它的过量加入使延性降低。
在壁厚度中央的平面上取向分量群{110}<110>-{111}<110>和取向分量{110}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，构成液压成形应用中最强烈要求的性能图(性能指标)。取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值，确定为≥2.0，上述各比值通过在壁厚度中央处一个平面上的X射线衍射测量得到。
在这个取向分量群中所包括的主要取向是{110}<110>、{661}<110>、{441}<110>、{331}<110>、{221}<110>、{332}<110>、{443}<110>、{554}<110>和{111}<110>。
在这些取向中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，可以从三维织构计算得到，而三维织构用根据{110}极图的矢量法计算，或者三维织构用根据{110}、{100}、{211}和{310}中的两个或两个以上极图的级数展开法计算。
例如，在用后一种方法得到各晶体取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的情况下，这些比值可以用三维织构中在φ2＝45°横截面处的(110)[1-10]、(661)[1-10]、(441)[1-10]、(331)[1-10]、(221)[1-10]、(332)[1-10]、(443)[1-10]、(554)[1-10]和(111)[1-10]的强度来表示。
在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值，指的是在上述取向分量中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的算术平均值。当X射线强度不是在所有上述取向分量中得到时，可以用取向分量{110}<110>、{441}<110>和{221}<110>的X射线强度的算术平均值作为代替物。在这些取向分量中，{110}<110>很重要，并且特别希望的是在这个取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。不用说，如果在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0，而同时，在取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0，则特别是对液压成形用的钢管，会更好。
另外，在制品的形状要求在成形加工方式中有较大量轴向压缩的情况下，理想的是在上述取向群中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥3.5，并且在取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥5.0。
在按照项目(11)所述的发明中，钢管的织构必需要满足下列条件①-③的其中一个或一个以上：
①下列比值中至少一个或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<1110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值；在壁厚度中央处一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值。
②下列比值中的至少任一个或二者为≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量为{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
③满足下列条件中的至少任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在厚壁度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
关于条件(1)中各取向分量中的X射线强度的限制，即使从算术平均值中略去取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的取向分量{111}<110>，也能保持本发明的效果。
也就是说，在壁厚度中央处的一个平面上，如果下列比值其中至少一个或一个以上为≥3.0，则可以达到本发明中预期的高成形性(在不同的液压成形条件下，直径膨胀比为≥1.25)：取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值。
如上所述，至少在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>和取向分量{110}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，是用于液压成形法成形的特征指标。
关于在条件(2)中各取向分量中X射线强度的限制，当至少在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值超过3.0，或者至少在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值超过3.0时，尤其是在液压成形中的直径膨胀比(膨胀率)或类似指标降到约1.2或更低，直径膨胀比是本发明的目标。由于这个原因，上述每个比值都限制到≤3.0。
关于在条件(3)中各取向分量中X射线强度的限制，当在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值低于2.0，或者在壁厚度中央的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值低于3.0时，在液压成形中的直径膨胀比也容易变低。由于这个原因，在上述情况下必需保证收敛度分别为≥2.0和≥3.0。因此，与条件①-②一起，必需满足条件①-③中的至少一个或一个以上，以便保证液压成形中的成形性。
在壁厚度中央处的一个平面上上述各取向分量中的X射线强度之比值用X射线衍射测量法测量，并计算各取向分量中X射线强度与一随机晶体的X射线衍射强度之比值。
下面说明在上述取向分量群中所包括的主要取向分量。
包括在取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的主要取向分量是{110}<110>、{661}<110>、{441}<110>、{331}<110>、{221}<110>、{332}<110>、{443}<110>和{554}<110>。
包括在取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的主要取向分量是{100}<110>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和{223}<110>。
包括在取向分量群{111}<110>-{111}<112>中的主要取向分量是{111}<110>和{111}<112>。
在这些取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，可以从三维织构计算出来，上述三维织构是根据{110}的极图用矢量法计算的三维织构，或者是根据{110}、{100}、{211}和{310}其中两个或两个以上极图用级数展开法计算的三维织构。
例如，在取向分量群{110}<110>-{332}<110>中所包括的各取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，可用后一种方法，在三维织构中φ2＝45°的横截面处，由(110)[1-10]、(661)[1-10]、(441)[1-10]、(331)[1-10]、(221)[1-10]、(332)[1-10]、(443)[1-10]和(554)[1-10]的强度来计算。同样，在取向分量群{100}<110>-{223}<110>的情况下，可以用(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]和(223)[1-10]的强度作为代表性数值(指标)，和在取向分量群{111}<110>-{111}<112>的情况下，可以用(111)[1-10]和(111)[-1-12]的强度作为代表性数值。
此外，当不可能对取向分量群{110}<110>-{332}<110>所包括的全部上述取向分量得到X射线强度时，这对本发明的目标具有特殊意义，可以用取向分量(110)[1-10]、(441)[1-10]和(221)[1-10]的强度作为代替物。
应该注意，按照本发明所述的钢管织构的X射线强度，于φ2＝45°横截面处，在上述取向分量群范围内变成最强，而取向分量偏离上述取向分量群越远，其强度水平就逐渐变得越低。然而，若考虑到诸如在X射线测量中的精度、在钢管生产期间的轴向扭曲以及X射线样品制备精度等因素，有可能出现X射线强度最强的取向偏离上述取向分量群约±5°-±10°的情况。
对钢管的X射线衍射测量来说，弧形截断试样块必需从钢管上切下，并压成扁试样块用于X射线分析。另外，当将弧形截面试样块压成扁试样块时，应变必需尽可能低，以避免加工所引起的晶体旋转的影响，并且由于这个原因，将施加的应变量的上限设定在10％，并且加工必须在应变不超过这个数字下进行。然后，通过机械抛光将这样制备的管状试样块研磨到规定的厚度，然后用一种化学抛光或别的抛光方法精整，以便除去应变并暴露用于X射线衍射测量的厚度中央层。
应该注意，当在壁厚度中央层发现偏析带时，测量可以在壁厚度的3/8-5/8范围内的任何地方没有偏析的区域进行。另外，甚至当没有发现偏析带时，如果在本发明的各权利要求中所规定的织构是在壁厚度中央处平面之外的一个平面处，例如，在上述壁厚度3/8-5/8范围内得到的，则对于本发明的目标也是合格的(满足的)。此外，当X射线衍射测量困难时，可以应用EBSP或ECP技术来测量。
尽管根据在壁厚度中央处或者如上所述在其附近的一个平面处的X射线测量结果规定了本发明的织构，但优选的是在除厚度中央附近以外的钢管壁厚度各部分中，也具有相似的织构。然而，可能有在从外表面到厚度1/4左右的范围内织构不满足上述要求的情况，因为织构在下面所述的减径加工期间，由于剪切变形的结果而改变。
应该注意，{hkl}<uvw>意思是指，当按上述方式制备用于X射线衍射测量的试样块时，垂直于壁表面的晶体取向是<hkl>，而沿着钢管纵向方向的晶体取向是<uvw>。
按照本发明所述的织构特性曲线不能仅仅用常见的反极图和普通极图表示，但优选的是，当例如，在壁厚度中央附近的各部分处测量代表钢管径向取向的反极图时，在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值如下：在<100>中≤2，在<411>中≤2，在<211>中≤4，在<111>中≤15，在<332>中≤15，在<221>中≤20.0和在<110>中≤30.0。
在表示轴向取向的反极图中，X射线强度比值的优选数值如下：在<110>取向中≥10，在<110>取向之外的所有取向中≤3。
然后，下面说明按照项目(9)所述的发明。
N值：液压成形中往往是将加工以某种程度的各向同性地施加在一个工件上，因此，必须保证在钢管的纵向方向和/或圆周方向上的n值。由于这个原因，对两个方向上的n值下限设定在0.12。不用专门设定n值的上限就能得到本发明的效果。
在本发明中，n-值定义为在按照日本工业标准(JIS)所述的拉力试验法中，应变量为5-10％或3-8％时所得到的值。
接着，下面说明按照项目(10)所述的本发明。
R值：因为液压成形包括通过施加轴向压缩以材料充斥来加工，因此，为了保证在经受这种加工的各部分处的可加工性，在钢管的纵向方向上的r值下限设定在1.1。不用专门设定r值的上限就能得到本发明的效果。
在本发明中，r-值定义为在按照JIS所述的拉力(拉伸)试验中，应变量为10％或5％时所得到的值。
下面说明在按照项目(2)-(7)和(15)-(18)中所述的本发明中，限制化学组成的原因。
Al、Zr和Mg：这些都是脱氧元素。在这些元素中，Al特别是当应用装箱退火时，有助于加强成形性。过多加进这些元素造成大量的氧化物，硫化物和氮化物的结晶和沉淀，同时使钢的洁净度和延性变坏。此外，它显著地损害电镀性能。由于这个原因，必要时确定加这些元素的其中一种或一种以上，加入总量为0.0001-0.5％，或者加Al在0.0001-0.5％，加Zr在0.0001-0.5％和加Mg在0.0001-0.5％的范围内。
Nb、Ti和V：必要时，加入Nb、Ti和V的任何一种，当单独地或者它们之中两种或两种以上的加入总量为0.001％时，通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物增加钢的强度。当它们的总量或其中任一种含量超过0.5％时，它们在作为基相的铁素体晶粒中，或是在晶界处以碳化物，氮化物或碳氮化物形式大量沉淀，使延性变坏。因此，加入Nb、Ti和V的范围，在它们其中之一的单独加入量或者它们之中两种或两种以上的加入总量，限制在0.001-0.5％。
P：P是对增强钢的强度有效的元素，但它使可焊性和抗延缓板坯裂纹性及抗疲劳性和延性变坏。由于这个原因，决定只有当必要时才加P，并且加入P的范围限制在0.001-0.20％。
B：B在必要时才加入，它对强化晶界和增加刚的强度是有效的。然而，当它的加入量超过0.01％时，上述作用饱和，并且更有甚者，钢的强度增加到超过需要，而且使可加工性变坏。由于这个原因，B的含量限制在0.0001-0.01％范围内。
Ni，Cr，Cu，Co，Mo和W：这些元素是使钢硬化的元素，因此，如有必要，这些元素或是单独的加入量，或是加入它们之中两种或两种以上的加入总量为≥0.001％。因为过量加入这些元素使延性降低，所以它们的加入范围单独加入量或它们之中两种或两种以上的加入总量，都限制在0.001-1.5％。
Ca和稀土元素(Rem)：它们对控制杂质是有效的元素，并且它们适量加入会增加可热加工性。然而，它们的过量加入会造成热脆性，因此，按要求，它们单独的加入量或是它们之中两种或两种以上的元素加入总量范围限定为0.0001-0.5％。这里，稀土元素(Rem)包括Y、Sr和镧系元素。在工业上，以混合稀土合金形式加入这些元素是经济的，混合稀土合金是一种稀土元素混合物。
N：N对增加钢的强度是有效的，并且它可以加入≥0.0001％。然而，它的大量加入对控制焊接缺陷是不理想的，而由于这个原因，它的加入量上限定在0.03％。
Hf和Ta：Hf和Ta，必要时加入，当每种加入≥0.001％时，通过形成碳化物，氮化物或碳氮化物增加钢的强度。然而，当加入量超过2.0％时，它们在作为基相的铁素体的晶粒中，或是在晶界处以碳化物、氮化物或碳氮化物形式大量淀淀，使延性变坏。因此，Hf和Ta的加入范围各限定为0.001-2.0％。
甚至当O、Sn、S、Zn、Pb、As、Sb，等元素作为不可避免的杂质包括在钢管中时，只要每种元素加入量是在≤0.01％范围内，就不会妨碍本发明的效果。
晶粒度：晶粒度的控制对控制织构是很重要的。为了增加取向分量{110}<110>中的X射线强度，尤其是在按照项目(8)-(12)所述的发明中，必需将主相铁素体的晶粒度控制到0.1-200μm。取向分量{110}<110>对增强取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的成形性来说是最重要的。因此，即使铁素体的晶粒度在很大范围内混合，例如，在一个金相组织中，其中混合物中存在由晶粒尺寸为0.1-10μm的铁素体组成的各部分和由晶粒尺寸为10-100μm的铁素体构成的部分，但只要在取向分量{110}<110>中得到高X射线强度，就能保持本发明的效果。这里，铁素体晶粒度用依照JIS的剖面法测量。
顺便说，为了测量铁素体晶粒的粒度和纵横化，必须使晶界能很清楚地识别。在具有较高碳含量的钢情况下通过用2-5％的硝酸钾(nitral)溶液，或者是在超低碳钢(如无晶隙(IF)钢)情况下用一专用浸蚀液，SULC-G，为了观察，在用具有几微米粗糙度的金刚石抛光或是通过磨光精整一截面之后，可以很清楚地识别铁素体晶界。
专用浸蚀液可以按下述方法制备：溶解2-10g十二烷基苯磺酸、0.1-1g草酸和1-5g苦味酸于100ml水中，然后加2-3ml 6N盐酸。在通过上述技术所得到的组织中，铁素体的晶界现出，并且它们的亚晶粒也可以部分地现出。
这里所指的铁素体晶界是通过上述样品制备方法提供的对光学显微镜可见的界面，其中包括如亚晶粒部分现出的界面。对这样观察到的晶界测量铁素体晶粒的粒度和纵横比。铁素体晶粒通过100-500功率放大的20或20个以上视场的图象分析进行测量，并且根据这种测量计算晶粒度，纵横比等。假定铁素体晶粒是球形的，测量铁素体的面积百分数。应该注意，面积百分数值接近等于体积百分数值。
按照本发明所述的钢管材料还可以含有一些结构，如珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体、碳氮化物等，作为铁素体之外的金相组织。然而，为了保证钢的延性，将这些硬相的百分数限制在50％以下。确定铁素的晶粒度是从0.1-200μm，因为在工业上难以得到粒度小于0.1μm的重结晶晶粒，并且当将大于200μm的晶体晶粒混合时，在取向分量{110}<110>中的X射线强度下降。
此外，在按照项目(13)和(14)所述的发明中，为了增加在取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的X射线强度比和降低取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的X射线强度比，对铁素铁晶粒的晶粒度和它们的纵横比的标准偏差加以限制。
这些指标通过用100-1000倍放大的光学显微镜观察≥20个视场来计算，并根据用图象分析所得到的晶粒的等效圆直径计算晶粒度的标准偏差。
纵横比是由横跨一条平行于轧制方向的线段的铁素体晶界数和一条横跨垂直于轧制方向的同长度线段的铁素体晶界数之比以及下式计算的：纵横比＝(横跨垂直于轧制方向的线段的晶界数)/(横跨平行于轧制方向的线段的晶界数)。当铁素体晶粒度的标准偏差超过平均晶粒度的±40％，或者纵横比超过3或低于0.5时，成形性趋于变坏。由于这个原因，将上述指标称之为相应项目的上限和下限。
在按照项目(13)所述的发明中，为了提高在取向分量{111}<110>和/或取向分量群{111}<110>-{332}<110>中的X射线强度比，将铁素铁晶粒度的下限设定在1μm。
在制造按照本发明所述的钢管时，钢在鼓风炉或电弧炉法中精炼，然后经受各种二次精炼过程，和接下来，用铸锭或连铸法铸造。在连铸情况下，如果应用一种生产方法如在不冷却情况下连铸到热轧扁钢锭与别的生产方法相结合，则一点也不妨碍本发明的效果。
除了上述情况之外，如果下面的生产方法结合于用于钢管成形的薄钢板生产，则对本发明的效果一点也没有不利影响：将钢锭加热到1050-1300℃的温度，然后在不低于Ar3转变点以下10℃到低于Ar3转变点之上120℃的范围内的温度下热轧该钢锭；在热轧过程中应用轧辊润滑；在≤750℃下卷绕热带材；应用冷轧；和在冷轧后应用装箱退火或者连续退火。也就是说，可以用热轧、冷轧或者冷轧并退火的薄钢板作为用于钢管成形的薄钢板材料。
除了上述情况之外，甚至当钢中混合≤0.01％的O、Sn、S、Zn、Pb、As、Sb等其中任一种时，也保持本发明的效果。在钢管成形中，电阻焊、钨极惰性气体保护(TIG)焊、金属焊条惰性气体保护(MIG)焊、激光焊接、超声波振动(UO)压力法、对焊和其它焊接法及钢管成形法，都可以应用。
下面将说明按照项目(19)和(20)所述的发明(一种制造成形性优良的钢管的方法)。
热轧或冷轧薄钢板的织构：为了改善钢管成形性，先决条件是要满足下列条件①-④其中任一个或一个以上条件：
①满足下列条件的至少其中任一个或二个：在壁厚度中央处一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值≥3.0。
②下列比值的其中至少一个或一个以上是≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在壁厚度中央处一个平面上取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{110}<110>中的X射线强度与X射线衍射强度之比值，
③下列比值的至少其中任一个或二者是≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；和
④满足下列条件的其中至少任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与X射线衍射强度之比值为≥3.0。
加热温度：为了改善焊接接头的成形性，在直径减小(减径)之前将加热温度设定在Ac3转变点或高于该转变点，并且为了防止晶粒变粗，将加热温度限定在不超过Ac3转变点200℃。
减径加工的温度：为了促进在减径加工之后应变硬化的恢复，减径加工期间的温度设定在≥650℃，和为了防止晶粒变粗，温度限制在≤900℃。
钢管成形之后的热处理温度：为了恢复在钢管成形过程中因应变而降低的钢管延性，应用热处理。当温底低于650℃时，足够的延性恢复效果不会出现，但是，当温度高于Ac3转变点温度超过200℃时，粗晶粒变得很明显，并且钢管的表面质量显著变坏。由于这个原因，把温度限制在650℃至Ac3转变点以上200℃的范围内。
在上述焊接式钢管生产方法中，为了在焊缝的各受热影响区处得到所要求的特性，认为必要时可以对这些受热影响区单独地或结合地，并且如有必要重复几次地施行局部溶液热处理。这将更进一步增加了本发明的效果。热处理打算只应用于焊缝和受热影响区，并且它可以在钢管成形期间在线或脱线应用。如果把直径减小或直径减小之前的均化热处理施加到钢管上，丝毫也不妨碍本发明的效果。另外，为了改善成形性，理想的是在直径减小过程中施加润滑作用；润滑作用帮助实现本发明的效果，因为它能生产成形可加工性极好的钢管，其中取向分量{111}<110>和/或取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的X射线强度的收敛度在整个壁厚度上全都增加，因为产品中，特别是表面层中的织构控制在本发明权利要求书所规定的范围内。
下面说明按照项目(21)所述的发明。
钢管在纵向和/或圆周方向上的N值：这对增强在液压成形和类似加工中的可加工性，而不引起工件断裂或起皱纹，是很重要的，并且由于这个原因，确定在纵向和/或圆周方向上N值为≥0.18。经常的情况是，视成形加工中变形的方式而定，在纵向或圆周方向上变形量是不均匀的。为了保证在不同的加工方法下良好的可加工性，理想的情况是在纵向和圆周方向上n值都≥0.18。
在极其重度加工情况下，理想的是在纵向和圆周方向两个方向上的n值都是≥0.20。不专门限定n值的上限就可以得到本发明的效果。然而，有些情况是，视加工方法而定，要求在钢管的纵向方向上有高r值。在这种情况下，考虑到减径加工的一些条件及其它因素，可以变成理想的情况是控制n值到≤0.3和增加钢管纵向方向上的r值。
下面将说明按照项目(22)所述的发明。
在钢管纵向方向上的R值：按照过去的研究，如在第五十届日本可塑性技术联席会议中的一篇报告(在1999年，它的论文集P 447)，用模拟法分析了r值对液压成形法加工的影响，并发现在T形成形中纵向方向上的r-值是有效的，T形成形是液压成形的基本变形方式之一。除了上述情况之外，在国际汽车工程师学会联合会(FISITA)世界汽车会议，2000A420上(2000，6.12-15，在汉城)，报道了在纵向方向上的r值可以通过增加减径比来增强。
然而，即使当纵向方向上的r值通过增加减径比增强时，但如果n值，用于成形性的另一个重要特征指标降低，也不意味着钢管加工性有实质性改善。另一方面，当工件尺寸增加时，变成必须不仅在保证充足的材料流入(充斥)量的各部分中，象在T形成形、液压成形或类似加工方法中做到的那样保证成形性，而且要在材料流入量比较小的各部分中也保证成形性。在这种情况下，本发明人发现，尽管必须保持高n值，但减少减径比或者在比较高的温度下进行减径加工，以便降低纵向方向上的r值，也是有效的。
当纵向方向上的r值低于2.2时，变成很容易在商业化生产中保证在纵向和/或周围方向上一个理想的n值水平，并且由于这个原因，r值的上限设定在2.2处。
从保证成形性观点看来，r值的下限设定在≥0.6。
下面说明按照项目(23)所述的发明。
织构：为了保证成形性，必须满足下面两个条件：
①在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥1.5；和
②在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值≤5.0。
在上述范围之外，可能n值会变坏。
此外，为了增加成形性和在n值和r值之间达到良好的平衡，理想的情况是在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与X射线衍射强度之比值为≥3.0。
在取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值，在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值中，是很重要的。尤其理想的是，特别是当制造具有复杂形状或大尺寸的产品时，在这个取向分量中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
不用说，当在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0，和在取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0时，这种钢管会更好，特别是供液压成形用时。
取向分量{110}<110>也是重要的取向分量。然而，为了保证钢管良好的延性值及在纵向和周围方向上的n值，必须是在取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≤5.0，并且由于这个原因，它的上限设定为5.0。
应该注意，{hkl}<uvw>意思是指，当用上述方法制备供X射线衍射测量用的试样块时，垂直于钢管壁表面的晶体取向是<hkl>，而沿着钢管纵向方向的晶体取向是<uvw>。
在这些取向分量和取向分量群中所包括的主取向与项目(1)中说明的那些取向相同。
晶粒度和纵横比：因为在工业上难以得到粒度小于0.1μm的晶粒，并且当有大于200μm的晶粒时对成形性有不利影响，所以把这些数值分别定成晶粒度的下限和上限，与按照项目(12)中所述的发明中相同。纵横比的范围如项目(14)中所述限定。
接下来，说明限定按照项目(27)及以后项目所述的发明中化学组成的原因。
限定化学组成的原因与以前说明的按照项目(1)所述的发明中相同。
除了上述情况之外，由于下面原因规定了N的含量。
N：N对强化钢是有效的，并因此加入≥0.0001％，但因为它的大量加入对控制焊接缺陷不理想，所以把它的含量上限设定在0.03％。
用于限定按照项目(27)-(33)所述的发明中化学组成的原因，与关于按照项目(2)-(7)和(15)-(18)中所述的发明中说明的那些原因相同。
Ni、Cr、Cu、Co、Mo和W：因为过量加入这些元素使延性变坏，所以将这些元素单独加入量或是它们之中两种或两种以上元素的加入总量限定在0.001-5.0％。
另外，即使包括≤0.01％的O、Sn、S、Zn、Pb、As、Sb等的其中任何元素作为不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。
接下来，下面将说明按照项目(34)所述的发明。除了下面情况之外，用于限制生产条件的原因与按照项目(19)中所述的发明中那些原因相同。
在成形之后，将母管加热到从低于Ac3转变点50℃至高于Ac3转变点200℃的温度范围，并在减径比≤40％下，于650℃或更高温度下经受减径加工。
鉴于加热温度低于Ac3转变点之下50℃使延性变坏和不理想的织构形成，而高于Ac3转变点200℃以上，除了形成粗晶粒之外，还使表面性能由于氧化作用而变坏。由于这个原因，加热温度限定在上面规定的范围内。
此外，由于当温度低于650℃时n值降低，所以减径加工的温度如上所述限定。对减径加工的温度没有专门设定上限，但为了防止表面性能可能由于氧化作用而变坏起见，理想的是将温度限定到≤880℃。此外，当减径比超过40％时，n值的降低变得很明显，并且恐怕延性和表面性能变坏。由于这些原因，将减径比如上所述加以限制。为了加快织构的形成，将减径比的下限设定在10％。
减径比是从1中减去产品的外径除以母管的直径的商得到的，它意思是指直径通过加工减少的量。
对减径加工采用润滑，对改善成形性是理想的。润滑进一步增进了本发明的效果，因为它使织构特别是在表面层中符合本发明中所规定的范围，增强了在整个壁厚度中X射线强度对取向分量{111)<110>和/或取向分量群{110}<110>-{111}<110>的收敛度，和适当地抑制了X射线强度对取向分量{110}<110>的收敛度，并因此，使得能通过应用液压成形和类似成形方法中的各种成形方式，生产出成形性优良的高强度钢管。例子[例1]
具有表1-4中示出的化学组成的钢是实验室规模精炼的，加热到1200℃，在从低于Ar3转变点10℃至高于Ar3转变点不到120℃(大约900℃)的精轧温度下，热轧成厚度为2.2和7mm的薄钢板，上述Ar3转变点由薄钢板的化学组成和冷却速率决定。这样得到的薄钢板中的某些用于钢管成形，而另一些用于冷轧。
冷轧薄钢板的其中一些进一步经受退火处理，以便得到厚度为2.2mm的冷轧和退火的薄钢板。然后，通过TIG、激光焊接或电阻焊接(ERW)将薄钢板在冷态下制成外径为108-49mm的钢管。此后，将钢管加热到从Ac3转变点到高于该转变点200℃之间的一个温度，并在960-650℃下经受减径加工，以便得到外径为75-25mm的高强度钢管。
通过在100bar/mm轴向压缩量为1mm的条件下液压成形，对最终得到的钢管施加成形加工，直至它们破裂时为止。事先在每个钢管上打上一个划好的直径为10mm的圆，并在断口或最大壁厚减小部分附近测量钢管纵向上的应变εφ和圆周方向上的应变εθ。然后计算在两个应变之比值ρ＝εφ/εθ等于-0.5(比值是负的，因为壁厚度减少)处的直径膨胀比，并用该直径膨胀比作为液压成形中成形性的指标，用于评价产品钢管。
在扁平的试样块上进行X射线分析，上述试样块是通过从钢管切下弧形截面试样块和然后压制它们而制备的。通过与随机(无序)晶体的X射线强度比较，得到试样块的相对X射线强度。在为了各自目的而切下的弧形截面试样块上在5-10％或3-8％的应变量下测量纵向和圆周方向上的n值，和在应变量为10或5％下，测量上述方向上的r值。
表1-4表明了，对每种钢来说，在取向分量{110}<110>和取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线强度之比值和直径膨胀比(在断裂时，满足表达式ρ＝εφ/εθ＝-0.5的部分处的钢管直径与起初直径之比)，在该直径膨胀比下每个钢管在液压成形中都断裂。
发明的钢A-U每种都显示在取向分量{110}<110>中的相对X射线强度为≥3.0，在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线强度之比值的平均值≥2.0，和直径膨胀比事实上>1.25。
在发明的钢NA-NG中任一种在取向分量{110}<110>中的相对X射线强度，都高于发明的钢A-U中的那些，并且其中大多数的直径膨胀比都实际上>1.3，尽管管材是热轧薄钢板。
相反，在对照钢中，亦即在高C钢V、高Mg钢W、高Nb钢X、高B钢Z、高Mo钢AA和高Rem钢BB中，在取向分量{110}<110>和取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线强度之比值低，并且直径膨胀比也低。另一方面，在高P钢Y中，尽管在取向分量{110}<110>中的相对X射线强度高，但它的焊接接头处的可加工性低，因此，直径膨胀比低。
表5示出钢A，B和P的铁素体按晶粒度范围的面积百分数与直径膨胀比之间的关系。晶粒度分布在供光学显微镜观察的试样上测量并采用双图象处理分析器，上述试样通过用前面说明的侵蚀法侵蚀平行于轧制方向的断面来制备。在这些钢中，它们的组织是一种混合晶粒组织，在取向分量{110}<110>中的X射线强度高于另一些取向分量的X射线强度，并且直径膨胀比也高。表1
钢     C   Si     S  Mn   Al   Zr   Mg   Ti  V Nb     P B Cr Cu Ni Mo Co  W Ca  Rem 用于钢管成形的缝焊法 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比 减径之前的加热温度/℃
  A 0.045 0.15 0.006 0.3 激光     2.6     4.1     1.3 发明的钢-冷的     770   A
  A ″ ″ ″ ″ 激光     2.5     3.9     1.3 发明的钢-热的     770   A
  B 0.055 0.6 0.005 0.1 0.005 0.005 激光     2.8     4.2     1.3 发明的钢-冷的     770   B
  B ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     2.7     4.1     1.26 发明的钢-冷的     770   B
  B ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     2.6     4.2     1.25 发明的钢-热的     770   B
  B ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     5.3     10.5     1.31 发明的钢-冷的     850   B
  B ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     5.2     9.8     1.3 发明的钢-热的     850   B
  C 0.028 0.01 0.007 0.3 0.041 0.025 激光     2.2     3.9     1.35 发明的钢-冷的     750   C
  C ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     2.3     4     1.34 发明的钢-冷的     750   C
  C ″ ″ ″ ″ ″ ″ TIG     2.3     4     1.38 发明的钢-冷的     750   C
  C ″ ″ ″ ″ ″ ″ TIG     2.3     3.9     1.36 发明的钢-热的     750   C
  D 0.056 0.03 0.006 0.3 0.052 0.12 激光     2.2     3.5     1.27 发明的钢-冷的     700   D
  D ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     2.2     3.6     1.26 发明的钢-冷的     700   D
  D ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     4.6     5.6     1.32 发明的钢-热的     840   D
  D ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     6.3     7.6     1.31 发明的钢-冷的     840   D
  E 0.002 0.05 0.004 0.4 0.01 0.005 激光     2.2     4     1.27 发明的钢-冷的     700   E
  E ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.1     3.9     1.26 发明的钢-热的     700   E
  F 0.036 0.05 0.003 0.2 0.006 0.0025 激光     2.3     3.8     1.26 发明的钢-冷的     750   F
  F ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.2     3.7     1.25 发明的钢-热的     750   F
  F ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     4.5     6.3     1.29 发明的钢-热的     770   F
  F ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     5.1     7     1.28 发明的钢-冷的     770   F
  G 0.002 0.05 0.005 0.2 0.04 0.05 0.01 激光     2.6     4.1     1.37 发明的钢-冷的     700   G
  G ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.3     3.8     1.32 发明的钢-热的     700   G
  G ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     3.5     5.6     1.35 发明的钢-冷的     835   G
  G ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     4.5     3.9     1.34 发明的钢-热的     835   G
表2(续表1)
钢     C   Si     S Mn Al Zr Mg   Ti   V   Nb     P     E  Cr  Cu  Ni  Mo  Co  W   Ca   Rem 用于钢管成形的缝焊法 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比 减径之前的加热温度/℃
    H 0.002 0.07 0.006 0.3 0.046 0.03 0.02 0.01 激光     2.7     4.3     1.36 发明的钢-冷的     750   H
    H ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.5     3.7     1.31 发明的钢-热的     750   H
    I 0.02 0.1 0.005 0.2 0.03 0.1 激光     2.3     3.6     1.28 发明的钢-冷的     750   I
    I ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.2     3.4     1.26 发明的钢-热的     750   I
    J 0.002 0.05 0.003 0.2 0.035 0.02 0.02 0.02 0.0006 激光     2.3     4     1.34 发明的钢-冷的     750   J
    J ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.2     3.6     1.3 发明的钢-热的     750   J
    J ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     4.5     8.1     1.32 发明的钢-热的        850   J
    J ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     6     9.1     1.33 发明的钢-冷的     850   J
    K 0.023 0.1 0.004 0.2 0.036 0.01 0.2 激光     2.2     3.6     1.28 发明的钢-冷的     750   K
    K ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.2     3.5     1.28 发明的钢-热的     750   K
    L 0.003 0.05 0.006 0.2 0.038 0.04 0.01 0.2 0.1 激光     2.3     3.5     1.27 发明的钢-冷的     700   L
    L ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.3     3.6     1.26 发明的钢-热的     700   L
    M 0.002 0.1 0.003 0.3 0.044 0.04 0.015 0.5 激光     2.4     3.9     1.31 发明的钢-冷的     750   M
    M ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.3     4     1.3 发明的钢-热的     750   M
    M ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     7.5     10.1     1.32 发明的钢-冷的     850   M
    M ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     6.5     10     1.33 发明的钢-热的     850   M
    N 0.02 0.09 0.002 0.2 0.06 0.2 激光     2.6     4.1     1.3 发明的钢-冷的        750   N
    O 0.003 0.08 0.003 0.1 0.05 0.05 0.5 激光     2.5     4.2     1.34 发明的钢-冷的     750   O
    P 0.051 0.6 0.004 0.7 0.036 0.02 0.002 激光     2.7     4.5     1.34 发明的钢-冷的     750   P
    P ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     5.6     7.5     1.36 发明的钢-冷的        900   P
    P ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW 6.5 8.5 1.36 发明的钢-热的     900   P
    Q 0.048 0.5 0.008 0.6 0.045 0.008 0.0005 激光     2.7     4.2     1.31 发明的钢-冷的     750   Q
    Q ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     2.7     4.3     1.31 发明的钢-热的     750   Q
    R 0.07 0.8 0.006 1.2 0.04 ″ 激光     2.2     3.5     1.27 发明的钢-冷的     700   R
表3(续表2)
钢     C   Si     S Mn   Al Zr  Mg   Ti  V  Nb     P  B Cr Cu Ni Mo Co  W Ca Rem 用于钢管成形的缝焊法 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比 减径之前的加热温度/℃
    S 0.002 0.1 0.005 1.1 0.04 0.04 激光     2.8     4.1     1.3 发明的钢-冷的     750  S
    T 0.02 0.1 0.005 1 0.05 激光     2.3     3.8     1.29 发明的钢-冷的     750  T
    U 0.002 0.1 0.006 0.9 0.03 0.05 0.09 激光     2.6     4.2     1.32 发明的钢-冷的     750  U
V 0.32 0.3 0.003 1 0.026 0.01 激光 0.02 0.05 1.18 对照钢-冷的：C超范围 700 V
    V ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW 0.02 0.04 1.15 对照钢-冷的：C超范围 700 V
V ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW 0.02 0.03 1.14 对照钢-热的：C超范围 700 V
    V ″ ″ ″ ″ ″ ″ TIG 0.03 0.05 1.22 对照钢-冷的：C超范围 800 V
W 0.025 0.05 0.003 0.2 0.008 0.6 激光 0.05 0.03 1.02 对照钢-冷的：Mg超范围 770 W
    W ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光     0.04     0.03     1.03 对照钢-热的：Mg超范围 770 W
    X 0.052 0.6 0.006 0.7 0.032 2.1 0.013 激光     0.03     0.03     1.07 对照钢-冷的：Nb超范围     770  X
X ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光 0.02 0.03 1.05 对照钢-热的：Nb超范围 770 X
Y 0.05 0.1 0.009 0.3 0.045 0.45 激光 2.1 3.2 1.05 对照钢-冷的：P超范围 750 Y
    Y ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW 2 3.2 1.1 对照钢-冷的：P超范围 800 Y
    Y ″ ″ ″ ″ ″ ″ TIG 2.1 3.1 1.08 对照钢-冷的：P超范围 750 Y
    Y ″ ″ ″ ″ ″ ″ TIG 2 3 1.12 对照钢-热的：P超范围 800 Y
表4(续表3)
钢     C   Si     S Mn   Al Zr Mg   Ti  V Nb     P     B Cr Cu Ni Mo Co  W Ca  Rem 用于钢管成形的缝焊法 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比 减径之前的加热温度/℃
Z 0.048 0.5 0.008 0.5 0.041 0.03 0.1 激光 0.02 0.05 1.1 对照钢-冷的：B超范围 770 Z
Z ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光 0.02 0.06 1.07 对照钢-热的：B超范围 770 Z
AA 0.049 0.5 0.01 0.8 0.023 0.02 2 激光 0.05 0.15 1.12 对照钢-冷的：Mo超范围 770 AA
AA ″ ″ ″ ″ ″ ″   ″ 激光 0.04 0.1 1.11 对照钢-热的：Mo超范围 770 AA
BB 0.046 0.5 0.003 0.8 0.033 0.02 0.55 激光 0.04 0.2 1.15 对照钢-冷的：Rem超范围 770 BB
BB ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 激光 0.03 0.15 1.15 对照钢-热的：Rem超范围 770 BB
 NA 0.007 0.01 0.014 0.1 0.03 激光     3.1     5.6     1.36 发明的钢-热的     950 NA
 NA ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     5.1     10     1.39 发明的钢-热的     950 NA
 NB 0.012 0.01 0.005 0.5 0.04 0.011 激光     4.9     8.3     1.37 发明的钢-热的     850 NB
 NB ″ ″ ″ ″ ″ ″ ERW     7.1     11.5     1.39 发明的钢-热的     980 NB
 NC 0.051 0.01 0.001 0.3 0.05 ERW     6.3     10.5     1.36 发明的钢-热的     840 NC
 ND 0.002 0 0.005 0.1 0.031 0.06 0.007 ERW     3.9     5.7     1.34 发明的钢-热的     840 ND
 NE 0.055 0.02 0.016 0.2 0.044 ERW     4     6.9     1.35 发明的钢-热的     840 NE
 NF 0.002 0.01 0.005 0.1 0.03 0.02 0.001 ERW     3.6     7.5     1.33 发明的钢-热的     880 NF
 NG 0.21 0.01 0.005 0.1 0.03 ERW     3     6.3     1.26 发明的钢-热的     840 NG
表5
  钢 粒度0.1-10μm晶粒的面积百分数 粒度为10以上至200μm晶粒的面积百分数 直径膨胀比 取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 取向分量{110}<110>中的x射线强度比 {111}<110> {110}<110>-{332}<110> {100}<110>-{223}<110> {100}<110> {111}<110>-{111}<112>+{554}<225>
    A     30     70     1.3     3.5     4.1     3     4     0.5     0     1
    B     20     80     1.3     3.7     4.2     3     4.1     0.5     0     1
    P     15     80*     1.34     3.9     4.5     3     4.2     0.5     0     1
*钢P中的铁素体+贝氏体[例2]
在表6和7中示出化学组成的钢是在实验室规模精炼的，加热到1200℃，在从低于Ar3转变点10℃到高于Ar3转变点不超过120℃(大约900℃)的精轧温度下热轧成厚度为2.2和7mm的薄钢板，上述Ar3转变点由钢的化学组成和冷却速率决定。这样得到的薄钢板中的某些用于钢管成形，而另一些用于冷轧。
冷轧薄钢板的其中某些进一步经受退火处理，以便得到厚度为2.2mm的冷轧和退火的薄钢板。然后用电阻焊接法(ERW)将薄钢板在冷态下制成外径108-49mm的钢管。此后，用下列方式制造高强度钢管：将某些钢管加热到表8和9所示的温度，然后也在表8和9所示的温度下，使它们经受减径加工至75-25mm的外径；而另一些钢管在钢管成形后经受热处理。
将液压成形加工施加到最后得到的钢管上直至它们断裂。在不同的轴向压缩量和内压下通过控制这些参数进行液压成形，直至钢管断裂或起皱纹。然后，在显示最大直径膨胀比(直径膨胀比＝成形后的最大圆周/母管的圆周)的部分和在断口附近部分或最大壁厚减少部分处，测量纵向应变εφ和圆周应变εθ。将两个应变之比ρ＝εφ/εθ与最大直径膨胀比作图，并计算εφ/εθ值为-0.5(数值是负的，因为壁厚度减少)处的直径膨胀比。这个直径膨胀比也用于评价钢管，作为液压成形中成形性的另一个指标。
表8和9还示出各种钢的特征。它们的基体具有落入本发明中规定的各自范围的X射线强度、n值和r值的那些钢显示了高直径膨胀比。为了进行减径而被加热到高于Ar3转变点的钢管也显示出了高直径膨胀比。关于铁素体的面积百分数和晶粒度分布，大多数钢具有铁素体作为主相和平均晶粒度≤100μm。正如从平均晶粒度及其标准偏差可以理解的，在它们之中看不到粒度≤0.1μm或≥200μm的铁素体晶粒。
另一方面，在减径之前的加热温度或减径加工过程中的温度低(钢NDD、NFF和NJJ)的情况下，直径膨胀比都低。在高C钢CNNA、高Nb钢CNBB和高B钢CNCC中，直径膨胀比也低。另外，在钢CNAA和CNBB中，硬相的量高，并且它们的晶粒度不能精确测量。表6
钢     C     Si     Mn     P 允许的元素 薄钢板的种类及缝焊的方法 {111}<110> {110}<110>-{332}<110> {110}<110> {100}<110>-{223}<110> {100}<110> {111}<110>-{111}<112>+{554}<225>
 NAA  0.124   0.01   0.41   0.01     0.03Al 热轧，ERW     5.6     9.5     11     1.9     2.8     1.9
 NAA  ″   ″   ″   ″     ″ 热轧，ERW     12     14     8     2.8     2     4
 NAA*  ″   ″   ″   ″     ″ 热轧，ERW     0.5     1     0.5     1     1.5     0.5
 NBB  0.08   0.14   0.38   0.01     0.02Al 热轧，ERW     6     10     9     1.5     2     2
 NBB*  ″   ″   ″   ″     ″ 热轧，ERW     0.5     0.5     0.5     1     1     1
 NCC  0.01   0.01   0.11   0.02     0.04Al 热轧，ERW     8     10     11     1.5     1     2.5
 NCC*  ″   ″   ″   ″     ″ 热轧，ERW     1.5     1     0.5     0.5     0.5     1
 NDD  0.002   0.02   0.95   0.07     0.04Al-0.05Ti 热轧，ERW     1     1.5     0.3     10.5     3.5     0.8
 NDD  ″   ″   ″   ″     ″ 热轧，ERW     7     8.5     9     2.3     1.5     2
 NDD*  ″   ″   ″   ″     ″ 冷轧，ERW     4     3     0     1     0     3.5
 NEE  0.002   0.01   0.2   0.02     0.03Al-0.04Ti 冷轧，ERW     11     6.3     3     3     2     9
 NEE*  ″   ″   ″   ″     ″ 冷轧，ERW     5     3.5     0     1     0     4
 NFF  0.003   0.02   0.2   0.02     0.03Al-0.02Nb-0.03Ti-0.0018B 热轧，ERW     1.2     1.9     0.4     8.9     4     1
 NFF  ″   ″   ″   ″     ″ 冷轧，ERW     9     5.1     2.5     2.8     3     7
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。表7(续表6)
钢     C     Si   Mn P     允许的元素 薄钢板的种类及缝焊的方法 {111}<110> {110}<110>-{332}<110> {110}<110> {100}<110>-{223}<110> {100}<110> {111}<110>-{111}<112>+{554}<225>
 NGG  0.05  0.6  1  0.03   0.05Nb 热轧，ERW     2     5.2     3     3.1     1     0.7
 NHH  0.003  0.1  0.3  0.02   0.4Hf 冷轧，ERW     9     5.6     3.5     2.7     2.5     4.8
 NII  0.0015  0.05  0.07  0.03   0.3Ta 热轧，ERW     2.5     6     3.5     3.4     2     0.6
 NJJ  0.002  0.02  0.1  0.02   1.3Cu-0.6Ni 热轧，ERW     2.7     2.5     0.5     8.2     5     0.3
 NJJ  ″  ″  ″  ″   ″ 热轧，ERW     2.5     7     5     2     0.5     2
 NJJ  ″  ″  ″  ″   ″ 冷轧，ERW     6     5     3.5     1.5     0.5     5
 NKK  0.04  0.5  1.5  0.02   0.05Ti-0.0005Ca-0.03Al 热轧，ERW     2     5.5     4.5     1.8     0.4     0.7
 NLL  0.05  0.6  0.8  0.02   0.05Ti-0.0025Mg-0.03Al 热轧，ERW     2.2     6     4     2     0.5     0.7
 NMM  0.002  0.1  0.3  0.01   0.05Ti-0.0030Mg-0.01Al 冷轧，ERW     10     6     2.5     2.5     2     8
 CNAA  0.45  0.2  0.2  0.01   ″ 热轧，ERW     1     0.5     0.4     10     8     0.5
 CNBB  0.05  0.6  0.8  0.02   1.0Nb 热轧，ERW     0.5     0.2     0.3     11     7     0.5
 CNCC  0.002  0.02  0.2  0.01   0.05Nb-0.05Ti-0.07B 冷轧，ERW     1.4     1.5     2.5     7.5     4.5     0.5
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。表8
钢 平均铁素体晶粒度/μm 晶粒度的标准偏差/μm 铁素体晶粒的面积百分数* 铁素体晶粒的平均纵横比 钢管成形后热处理的温度/℃ 减径之前的加热温度/℃ 减径的精加工温度/℃ 纵向方向上的n值 圆周方向上的n值 纵向方向上的r值 当εφ/εθ＝0.5时的最大直径膨胀比
NAA     12     4.5 超过90％     2.1     980     750     0.14     0.13     2.5     1.48 发明的钢
NAA     40     18 超过90％     5     800     650     0.11     0.09     1.8     1.31 发明的钢
NAA*     15     5 超过90％     1.3     650     0.16     0.15     0.9     1.3 发明的钢
NBB     15     5 超过90％     2.4     980     730     0.14     0.13     3.1     1.55 发明的钢
NBB*     15     5 超过90％     1.1     675     0.17     0.16     0.9     1.3 发明的钢
NCC     17     6 超过90％     3     950     735     0.16     0.15     3.8     1.59 发明的钢
NCC*     25     8 超过90％     1.4     700     0.17     0.17     1.2     1.38 发明的钢
NDD     20     5 超过90％     5.6     750     640     0.11     0.1     0.4     1.08 对照的钢
NDD     22     9 超过90％     3     950     750     0.16     0.14     3.2     1.53 发明的钢
NDD*     25     9 超过90％     1.5     650     0.17     0.17     1.3     1.4 发明的钢
NEE     25     9.3 超过90％     3.5     900     750     0.17     0.15     2.3     1.46 发明的钢
NEE*     27     9 超过90％     1.5     650     0.17     0.17     1.8     1.4 发明的钢
NFF     15     5 超过90％     2.7     750     600     0.11     0.1     0.5     1.1 对照的钢
NFF     24     7 超过90％     2.9     900     730     0.15     0.12     2     1.43 发明的钢
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。表9(续表8)
  钢 平均铁素体晶粒度/μm 晶粒度的标准偏差/μm 铁素体晶粒的面积百分数* 铁素体晶粒的平均纵横比 钢管成形后热处理的温度/℃ 减径之前的加热温度/℃ 减径的精加工温度/℃ 纵向方向上的n值 圆周方向上的n值 纵向方向上的r值 当εφ/εθ＝0.5时的最大直径膨胀比
NGG 14     5 84％     2.3     950     840     0.12     0.11     1.9     1.39 发明的钢
NHH 20     4 超过90％     2.1     900     750     0.13     0.12     2.1     1.4 发明的钢
NII 15     5 超过90％     2.5     930     800     0.13     0.11     2     1.39 发明的钢
NJJ 20     6 超过90％     2.8     830     630     0.1     0.08     0.7     1.18 对照的钢
NJJ 27     8 超过90％     2.4     980     750     0.13     0.12     2.1     1.4 发明的钢
NJJ 25     6 超过90％     2.2     980     750     0.13     0.12     2.2     1.4 发明的钢
NKK 13     4 超过90％     1.9     910     770     0.11     0.1     2.3     1.42 发明的钢
NLL 10     4 超过90％     1.9     920     780     0.11     0.09     2.2     1.4 发明的钢
NMM 20     7 超过90％     2.9     900     750     0.16     0.14     2.3     1.44 发明的钢
CNAA 不可测量     930     800     0.05     0.04     0.8     1.05 对照的钢
CNBB 不可测量     950     830     0.06     0.05     0.7     1.05 对照的钢
CNCC 23     6 超过90％     3.5     800     600     0.1     0.08     0.9     1.1 对照的钢
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。[例3]
在表10和11中示出了化学组成的各种钢在与例1相同的条件下轧制成厚度为2.2mm的热轧和冷轧的薄钢板。各薄钢板用TIG、激光或电阻焊接法制成外径为108或89.1mm的钢管，然后加热并经受减径，以便得到外径为63.5-25mm的高强度钢管。
将液压成形加工施加到最后得到的钢管上直至它们断裂时为止。然后计算在断口附近或最大壁厚度减少部分中的钢管纵向方向上的应变εφ与圆周方向上的应变εθ的比值ρ＝εφ/εθ为-0.1至-0.2(值是负的，因为壁厚度减少)时的直径膨胀比，并用这个直径膨胀比作为液压成形中成形性指标，用于评价产品钢管。
在扁平的试样块中进行X射线分析，该扁平的试样块通过从钢管切下弧形截面试样块然后压制它们制备。通过与随机晶体的X射线强度比较，得到试样块的相对X射线强度。
表12和13示出每种钢在纵向和圆周方向的n值、纵向方向上的r值、在不同取向分量中的X射线强度比、和直到钢管在液压成形(HF)下断裂时的最大直径膨胀比(＝断裂时的最大直径/初始直径)。
在发明的钢A-O中，在纵向方向和/或圆周方向上的n值为≥0.18，而在纵向方向上的r值＜2.2，只有用激光焊接法制成钢管的钢A除外。
另外，在发明的钢中，取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥1.5，和取向分量{110}<110>中的相对X射线强度为≤5.0，而且，在某些钢中，取向分量{111}<110>中的相对X射线强度为≥3.0。结果，在它们之中得到高于1.30的优良直径膨胀比。
相反，在高C钢CA、高Mg钢CB、高Nb钢CC、高B钢CE和高Cr钢CF中，在纵向和圆周两个方向上的n值都低，并且直径膨胀比也低。这些钢，除了钢CE之外，显示了在取向分量{110}<110>和/或{111}<110>及取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值低，并且直径膨胀比更低。除了上述情况之外，焊接缺陷在高P钢CD和高Ca+Rem钢CG的钢管成形期间产生，显示了用大量生产的设备成形钢管时的困难。表10
  钢     C   Si     S  Mn   Al     N   Zr   Mg   Ti   V   Nb     P     B   Cr   Cu   Ni   Mo   Co   W   Ca   Rem
    A 0.05 0.2  0.005 0.4 0.02 0.002 0.005     发明的钢
    B 0.048 0.05  0.005 0.75 0.05 0.0045 0.02     发明的钢
    C 0.002 0.04  0.003 0.1 0.02 0.0025 0.09 发明的钢
    D 0.002 0.05  0.006 0.4 0.03 0.0026 0.0011  0.06 0.01     发明的钢
    E 0.0032 0.03  0.004 0.7 0.045 0.0029  0.02 0.02 0.05 0.0008     发明的钢
    F 0.13 0.05  0.005 0.84 0.03 0.0023 发明的钢
    G 0.035 0.4  0.004 1.4 0.02 0.0061 0.16 0.03     发明的钢
    H 0.08 0.2  0.004 1.2 0.03 0.0036  0.07 0.03     发明的钢
    I 0.0025 0.05  0.005 0.25 0.04 0.0032  0.04 0.04 0.9 0.3     发明的钢
    J 0.005 1  0.003 0.7 0.03 0.0035  0.01 0.02 0.02 0.2 0.1 0.1     发明的钢
    K 0.11 0.2  0.002 1.4 0.04 0.003 0.047     发明的钢
    L 0.05 1.8  0.003 1.5 0.05 0.0036 0.001 0.0002 发明的钢
    M 0.17 1.3  0.003 1.2 0.03 0.0032 0.03 0.3     发明的钢
    N 0.05 1.5  0.002 1.1 0.04 0.0025 0.08 0.02     发明的钢
    O 0.09 1  0.003 0.9 0.03 0.0031  0.01 0.04 0.03     发明的钢
表11(续表10)
  钢     C   Si     S  Mn   Al     N  Zr  Mg  Ti  V  Nb   P   B   Cr   Cu   Ni   Mo   Co   W   Ca  Rem
  CA 0.47 0.2 0.003 0.9 0.03 0.0025 0.01   对照钢：C超范围
  CB 0.002 0.05 0.002 0.1 0.005 0.0035 0.6 0.05   对照钢：Mg超范围
  CC 0.15 0.05 0.003 0.8 0.04 0.0025 1.9 0.02   对照钢：Nb超范围
  CD 0.12 0.05 0.009 1.4 0.05 0.003 0.08 0.35   对照钢：P超范围
  CE 0.0025 0.05 0.008 1.2 0.03 0.003 0.02 0.05 0.03 0.09   对照钢：B超范围
  CF 0.05 0.1 0.01 1 0.03 0.007 0.03 9.1 1.2   对照钢：Gr，Mo超范围
  CG 0.05 0.6 0.003 0.7 0.1 0.006 0.02 0.07 0.46   对照钢：Ca，REM超范围
表12
钢 用于钢管成形的缝焊法 纵向方向上的n值   圆周方向上的n值   纵向方向上的r值 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在取向分量{111}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比 铁素体的面积百分数 铁素体的纵横比 粒度为0.1-200μm的晶粒百分数(％)
    A  ERW     0.26     0.24     1.3     3     2.5     2     1.45   超过90％   2.3     100 发明的钢-热的
    A  激光     0.18     0.16     2.3     2.5     2.9     2     1.38   超过90％   2.5     100 发明的钢-热的
    B  ERW     0.18     0.19     2.1     4     1     5.6     1.45   超过90％   1.6     100 发明的钢-冷的
    C  激光     0.2     0.19     1.5     3     0.5     3.5     1.38   超过90％   1.5     100 发明的钢-冷的
    D  激光     0.18     0.19     1.3     3     0     3.5     1.35   超过90％   1.4     100 发明的钢-冷的
    E  激光     0.22     0.2     1.2     3.5     0     4     1.41   超过90％   1.4     100 发明的钢-冷的
    F  ERW     0.23     0.21     1.3     2     2     1.5     1.4   超过90％   1.6     100 发明的钢-热的
    G  ERW     0.18     0.17     1     2     1.5     2     1.34   超过90％   1.5     100 发明的钢-热的
    H  ERW     0.2     0.18     1.5     2.5     2.5     2.5     1.43   87％   1.7     100 发明的钢-热的
    I  激光     0.19     0.19     1.4     3     0.5     3.5     1.39   超过90％   1.3     100 发明的钢-冷的
    J  TIG     0.2     0.18     1.2     2.5     0     3     1.35   超过90％   1.4     100 发明的钢-热的
    K  ERW     0.21     0.18     1.9     3.5     2.8     3.2     1.4   84％   1.9     100 发明的钢-热的
    L  ERW     0.23     0.2     2     3.5     2.8     2.5     1.44   超过90％   1.5     100 发明的钢-热的
    M  激光     0.21     0.2     1.2     2.5     2     3     1.41   82％   1.8     100 发明的钢-冷的
    N  ERW     0.2     0.19     1.2     2.5     2.5     2.5     1.41   超过90％   2.3     100 发明的钢-热的
    O  ERW     0.21     0.19     1.3     2.5     2     3     1.42   超过90％   1.5     100 发明的钢-热的
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。表13(续表12)
钢 用于钢管成形的缝焊法 纵向方向上的n值 圆周方向上的n值 纵向方向上的r值 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在取向分量{111}<110>中的相对x射线强度 在用HF断裂处的直径膨胀比   铁素体的面积百分数 铁素体的纵横比 粒度为0.1-200μm的晶粒百分数(％)
CA ERW 0.11 0.11 1 1.5 0.5 1 1.04 超过90％ 1.5 100 对照钢-冷的：C超范围
CB 激光 0.11 0.1 1 1 1 1 1.03 由于晶粒太细而不能测量 对照钢-冷的：Mg超范围
  CC 激光     0.1     0.09     0.9     1     1     1     1.03     由于晶粒太细而不能测量 对照钢-热的：Nb超范围
  CD ERW 由于在缝焊过程中产生裂缝和焊接缺陷而未试验 对照钢-冷的：P超范围
CE 激光 0.1 0.11 1 1.5 0.5 1.4 1.1 超过90％ 4.2 100 对照钢-冷的：B超范围
CF TIG 0.09 0.1 0.8 0.5 0.5 0.5 1.03     由于铁素体量少于10％，90％以上是马氏体或贝氏体，铁素体晶粒的纵横比和粒度分布未能测量 对照钢-热的：Cr、Mo超范围
CG ERW 由于在缝焊过程中产生裂缝和焊接缺陷而未试验 对照钢-热的：Ca、REM超范围
*：主要是铁素体，其余部分大多由碳化物、氮化物和夹杂物组成。碳氮化物包括渗碳体和所有的合金碳氮化物(比如，含Ti钢中的TiC和TiN)。夹杂物包括所有在精炼、固化、热轧等过程中沉淀或结晶的氧化物和硫化物，不过难以用光学显微镜精确测量所有沉淀和晶体的面积百分数。因此，当这些第二相(次生相)的面积百分数小并且难以精确测量它时，铁素体总计面积百分数90％以上，并且，在这种情况下，铁素体的面积百分数表示成“超过90％”。[例4]
在表10和11中的一些示出了化学组成的钢中，钢A，F，H，K和L是实验室规模精炼的，加热到1200℃，在从低于Ar3转变点10℃到高于Ar3转变点不到120℃(大约900℃)的精轧温度下，热轧成厚度为2.2mm的薄钢板，上述Ar3转变点由钢的化学组成和冷却速率决定，并用这样制造的薄钢板作为钢管成形的材料。
薄钢板用电阻焊法在冷态时制成外径为108或89.1mm的钢管。此后，在表14所示的加热温度和减径温度下，使钢管经受减径加工，以便得到外径为63.55-25mm的高强度钢管。
将液压成形(HF)加工施加到最后得到的钢管上，直至它们断裂为止。然后，计算在断口附近或最大壁厚减小部分中的钢管纵向方向上的应变εφ与圆周方向上的应变的比值ρ＝εφ/εθ为-0.1至-0.2(值是负的，因为壁厚减小)时的直径膨胀比值，并且这个直径膨胀比作为液压成形中成形性指标用于评价产品钢管。
表14示出一些钢的特性。在钢满足权利要求34中所规定的生产条件时，在纵向和圆周方向上的n值≥0.18，和纵向方向上的r值为＜2.2。
另外，在这些钢中，取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥1.5，而在取向分量{110}<110>中的相对X射线强度为≤5.0，而且，它们当中的某种钢在取向分量{111}<110>中的相对X射线强度为≥3.0。结果，在这些钢中得到超过1.3的良好直径膨胀比。
相反，在不满足权利要求34所规定的生产条件的一些钢中，在纵向和圆周两个方向上的n值都低。然而，因为这些钢满足权利要求1、9、10、11和19的其中任一项，所以它们的直径膨胀比，即使在上述成形方式中不很高，也是相当好的，大约为1.25或更高。在77％的高减径比下进行减径加工的那些钢在加工过程中断裂。表14
钢 钢管成形后用于减径加工的加热温度/℃ 减径加工的精加工温度/℃ 减径比/％ 纵向方向上的n值   圆周方向上的n值 纵向方向上的r值 在取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的平均相对x射线强度 在取向分量{110}<110>中的相对x射线强度 在取向分量{111}<110>中的相对x射线强度 在HF处的直径膨胀比
A     980     800     29     0.26     0.24     1.3     3     2.5     2 1.45 发明例(按照权利要求34)
    980     650     58     0.16     0.17     2.5     3.5     5     3.5 1.26 发明例
    980     700     77 在直径减小处断裂 对照例
F     950     760     29     0.23     0.21     1.3     2     2     1.5 1.4 发明例(按照权利要求34)
    950     650     58     0.12     0.14     2.6     4     5.5     3 1.25 发明例
    870     800     29     0.24     0.22     1     2.5     1     1 1.42 发明例(按照权利要求34)
H     950     770     29     0.2     0.18     1.5     2.5     2.5     2.5 1.43 发明例(按照权利要求34)
950 700 77 在直径减小处断裂 对照例
K     950     780     29     0.21     0.18     1.9     3.5     2.8     3.2 1.4 发明例(按照权利要求34)
    950     650     58     0.1     0.09     2.3     4     5.5     3.2 1.26 发明例
L     980     840     29     0.23     0.2     2     3.5     2.8     2.5 1.44 发明例(按照权利要求34)
    980     650     58     0.14     0.13     2.4     4     4     3 1.26 发明例
工业适用性
本发明通过确定在液压成形和类似成形技术中成形性良好的钢材织构和控制织构的方法，及通过规定织构和控制方法，使它能制造在液压成形和类似成形技术中成形性良好的高强度钢管。

Claims (34)

1.一种成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，余量由Fe和不可避免的杂质组成；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0，和/或在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
2.按照权利要求1所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Al、Zr和Mg其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
3.按照权利要求1或2所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Ti、V和Nb其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.001-0.5％。
4.权利要求1-3中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有P，其质量百分数为0.001-0.20％。
5.权利要求1-4中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中还含有B，其质量百分数为0.0001-0.01％。
6.按照项目1-5中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Cr、Cu、Ni、Co、W和Mo的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.001-1.5％。
7.按照权利要求1-6中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢中，还含有Ca和稀土元素(Rem)的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
8.按照权利要求1-7中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：铁素体总计占金相组织的面积百分数为≥50％；铁素体的晶粒度是在0.1-200μm范围内；及在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0，和/或在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与X射线衍射强度的比值为≥3.0。
9.一种成形性良好的钢管，其特征在于：满足下列特性的任何一个或二者：
①在钢管纵向方向上的n值为≥0.12，和
②在钢管圆周方向上的n值为≥0.12。
10.按照权利要求9所述的成形性良好的钢管，其特征在于：具有在钢管纵向方向上的r值为≥1.1的特性。
11.一种成形性良好的钢管，其特征在于：钢管的织构满足下列条件①-③其中之一或一个以上：
①下列比值的至少其中之一或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值；在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
②下列比值的至少其中任一个或二者≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度的比值，和
③满足下列条件的至少其中任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
12.按照权利要求9-11中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含铁素体面积百分数为≥50％，和铁素体的晶粒度是在0.1-200μm范围内。
13.按照权利要求9-12中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含铁素体面积百分数为≥50％；铁素体晶粒度在1-200μm范围内；晶粒度分布的标准偏差是在平均晶粒度±40％范围内。
14.按照权利要求9-13中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含铁素体面积百分数为≥50％；和各铁素体晶粒纵横比(在纵向方向上的晶粒长度与厚度方向上晶粒厚度的比值)的平均值是在0.5-3.0范围内。
15.按照权利要求9-14中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，
P：0.001-0.20％，和
N：0.0001-0.03％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。
16.按照权利要求15所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中还含有，以质量计，下述元素的其中之一或一种以上：
Ti：0.001-0.5％，
Zr：≤0.001-0.5％，
Hf：≤0.001-2.0％，
Cr：≤0.001-1.5％，
Mo：≤0.001-1.5％，
W：≤0.001-1.5％，
V：≤0.001-0.5％，
Nb：≤0.001-0.5％，
Ta：≤0.001-2.0％，和
Co：≤0.001-1.5％。
17.按照权利要求15或16所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有，以质量计，下列元素其中之一或一种以上：
B：0.0001-0.01％，
Ni：0.001-1.5％，和
Cu：0.001-1.5％。
18.按照权利要求15-17中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有，以质量计，下列元素的其中之一或一种以上：
Al：0.001-0.5％，
Ca：0.0001-0.5％，
Mg：0.0001-0.5％，和
Rem：0.0001-0.5％。
19.一种制造按照权利要求1-18中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：用满足下列条件①-④的其中任一个或一个以上的热轧或冷轧薄钢板作为板材，成形一种母管，然后将母管加热到从Ac3转变点到高于Ac3转变点200℃的温度范围内，和然后在900-650℃的温度范围内使它经受减径加工：
①满足下列条件的至少其中任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0，
②下列比值至少其中之一或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线强度之比值；在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
③下列比值至少其中任一个或二者为≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
④满足下列条件的至少其中任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
20.一种制造按照权利要求1-18中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：利用满足下列条件①-④中任一个或一个种以上的热轧或冷轧薄钢板作为板材，成形一种母管，和然后在650℃至高于Ac3转变点200℃范围内的温度下，对母管施加热处理：
①满足下列条件的至少其中任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0，
②下列比值的至少其中之一或一个以上为≥3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值；在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{332}<110>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，
③下列比值的至少其中任一个或二者为≤3.0：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{100}<110>-{223}<110>中各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{100}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值，和
④满足下列条件的至少其中任一个或二者：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{111}<110>-{111}<112>和{554}<225>中的各X射线强度与随机X射线衍射强度之比值的平均值为≥2.0；和在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥1.5。
21.一种成形性良好的钢管，其特征在于：满足下列特性的其中任一个或二者：
①钢管在纵向方向上的n值为≥0.18，和
②钢管在圆周方向上的n值为≥0.18。
22.按照权利要求21所述的成形性良好的钢管，其特征在于：具有在钢管纵向方向上的r值为≥0.6但＜2.2的特性。
23.按照权利要求21或22所述的成形性良好的钢管，其特征在于：X射线强度与随机X射线衍射强度之比值满足下列两个条件：
①在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量群{110}<110>-{111}<110>中各X射线强度与X射线衍射强度之比值的平均值为≥1.5，和
②在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{110}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≤5.0。
24.按照权利要求21-23中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在壁厚度中央处的一个平面上的取向分量{111}<110>中的X射线强度与随机X射线衍射强度之比值为≥3.0。
25.按照权利要求21-24中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含铁素体面积百分数为≥50％，和铁素体的晶粒度是在0.1-200μm范围内。
26.按照权利要求21-25中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含有铁素体面积百分数为≥50％；铁素体晶粒的纵横比(在纵向方向上的晶粒长度与厚度方向上晶粒厚度之比值)的平均值是在0.5-3.0范围内。
27.按照权利要求21-26中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：含有，以质量计，
C：0.0005-0.30％，
Si：0.001-2.0％，
Mn：0.01-3.0％，和
N：0.0001-0.03％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。
28.按照权利要求21-27中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有Al、Zr和Mg的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
29.按照权利要求21-28中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有Ti、V和Nb的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.001-0.5％。
30.按照权利要求21-29中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有质量百分数为0.001-0.20％的P。
31.按照权利要求21-30中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有质量百分数为0.0001-0.01％的B。
32.按照权利要求21-31中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有Cr、Cu、Ni、Co、W和Mo的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.001-5.0％。
33.按照权利要求21-32中任一项所述的成形性良好的钢管，其特征在于：在钢管中，还含有Ca和稀土元素(Rem)的其中之一或一种以上，其质量百分数总量为0.0001-0.5％。
34.一种制造按照权利要求21-33中任一项所述的成形性良好的钢管的方法，其特征在于：成形一种母管，然后将它加热到从低于Ac3转变点50℃到高于Ac3转变点200℃的范围内温度，和然后在减径比为10-40％下使它在650-900℃温度范围内经受减径加工。
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Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101838775A (zh) * 2010-05-28 2010-09-22 天津水泥工业设计研究院有限公司 一种高韧性中碳耐磨钢及其制备方法
CN102321844A (zh) * 2011-10-10 2012-01-18 钢铁研究总院 一种热轧耐腐蚀烘烤硬化钢及其制备方法
CN102505093A (zh) * 2011-12-15 2012-06-20 浙江金洲管道工业有限公司 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢及其制造方法
CN101693985B (zh) * 2009-10-30 2012-10-10 天长市天翔机械厂 一种制作喷油器衬套的合金材料
CN101999007B (zh) * 2008-04-10 2012-12-12 新日本制铁株式会社 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法
CN103018141A (zh) * 2012-11-29 2013-04-03 燕山大学 高合金低碳马氏体钢原始晶粒显示剂及显示方法
CN103328669A (zh) * 2011-04-12 2013-09-25 新日铁住金株式会社 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103789629A (zh) * 2014-01-16 2014-05-14 安徽省杨氏恒泰钢管扣件加工有限公司 一种耐磨无缝钢管材料及其制备方法
CN104451447A (zh) * 2014-12-10 2015-03-25 无锡鑫常钢管有限责任公司 一种06Cr19Ni10N奥氏体不锈钢管及生产工艺
TWI487800B (zh) * 2012-09-28 2015-06-11 Shinhokoku Steel Corp And a method for manufacturing the same for producing a seamless steel pipe
CN104928568A (zh) * 2015-06-30 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
CN105112805A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种矩形钢管混凝土预制件
CN105113710A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种高层建筑用混凝土构件
CN105133785A (zh) * 2015-08-18 2015-12-09 刁德斌 一种内嵌“y”型筋梁的建筑用混凝土构件
CN105507235A (zh) * 2015-08-20 2016-04-20 喻良军 一种高速公路桥梁用预制桩柱
CN105568129A (zh) * 2015-12-30 2016-05-11 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种汽车排气管用稀土碳钢材料及其制备方法
CN105671425A (zh) * 2016-01-26 2016-06-15 安徽同盛环件股份有限公司 一种耐高温合金环件密封圈及其制备方法
CN105673173A (zh) * 2015-12-31 2016-06-15 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种新型高性能材料的排气管及其加工制备工艺
CN105734425A (zh) * 2016-05-09 2016-07-06 周常 一种海洋钻井平台结构材料
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
CN106436695A (zh) * 2015-08-13 2017-02-22 江鹏财 一种大跨度桥梁建筑用预制桩柱
CN108300944A (zh) * 2018-04-13 2018-07-20 合肥市旺友门窗有限公司 一种减振降噪不锈钢管材及其制备方法
WO2019010661A1 (zh) * 2017-07-13 2019-01-17 田圣林 一种高韧性高强度耐腐蚀弹簧
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
CN111809113A (zh) * 2020-06-24 2020-10-23 延安嘉盛石油机械有限责任公司 一种含稀土的tc-50钢级石油管坯

Families Citing this family (54)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3863818B2 (ja) * 2002-07-10 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 低降伏比型鋼管
US7739917B2 (en) * 2002-09-20 2010-06-22 Enventure Global Technology, Llc Pipe formability evaluation for expandable tubulars
JP4284405B2 (ja) * 2002-10-17 2009-06-24 独立行政法人物質・材料研究機構 タッピングネジとその製造方法
WO2004106571A1 (ja) * 2003-05-27 2004-12-09 Nippon Steel Corporation 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自動車用強度部品
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4276482B2 (ja) * 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4819305B2 (ja) * 2003-09-04 2011-11-24 日産自動車株式会社 強化部材の製造方法
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
CN101065508B (zh) * 2004-11-26 2010-11-03 杰富意钢铁株式会社 电磁特性优异的钢管及其制造方法
US7754344B2 (en) * 2004-12-22 2010-07-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel welded pipe superior in expandability
JP2006265668A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 油井用継目無鋼管
KR100917914B1 (ko) * 2005-04-04 2009-09-16 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관및 그들의 제조 방법
JP4654818B2 (ja) * 2005-07-29 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性鋼管およびその製造方法
CZ299495B6 (cs) 2005-12-06 2008-08-13 Comtes Fht, S. R. O. Zpusob výroby vysokopevných nízkolegovaných ocelových trubek
US20070267110A1 (en) * 2006-05-17 2007-11-22 Ipsco Enterprises, Inc. Method for making high-strength steel pipe, and pipe made by that method
WO2008000300A1 (en) * 2006-06-29 2008-01-03 Tenaris Connections Ag Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same
EP1905857B1 (de) 2006-09-29 2013-08-14 EZM Edelstahlzieherei Mark GmbH Hochfester Stahl und Verwendungen eines solchen Stahls
US20080226396A1 (en) * 2007-03-15 2008-09-18 Tubos De Acero De Mexico S.A. Seamless steel tube for use as a steel catenary riser in the touch down zone
MX2007004600A (es) * 2007-04-17 2008-12-01 Tubos De Acero De Mexico S A Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over.
US7862667B2 (en) * 2007-07-06 2011-01-04 Tenaris Connections Limited Steels for sour service environments
EP2238272B1 (en) * 2007-11-19 2019-03-06 Tenaris Connections B.V. High strength bainitic steel for octg applications
EP2218800B1 (en) * 2007-12-07 2012-05-16 Nippon Steel Corporation Steel with weld heat-affected zone having excellent ctod properties and process for producing the steel
KR101125366B1 (ko) * 2008-10-27 2012-03-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법
US8668784B2 (en) * 2009-05-19 2014-03-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welded structure and producing method thereof
US20100319814A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Teresa Estela Perez Bainitic steels with boron
KR101159926B1 (ko) * 2009-11-27 2012-06-25 현대제철 주식회사 연속주조 슬라브의 중심편석 평가방법
CN102470431B (zh) * 2009-07-27 2014-09-10 现代制铁株式会社 评价连铸板坯中心偏析的方法
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
IT1403688B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
US8636856B2 (en) 2011-02-18 2014-01-28 Siderca S.A.I.C. High strength steel having good toughness
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
KR101439608B1 (ko) * 2012-07-16 2014-09-11 주식회사 포스코 성형성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법
EP2874779B1 (en) * 2012-07-18 2018-12-19 Daniel Measurement and Control, Inc. Method for forming a welded seal
CN104903538B (zh) 2013-01-11 2018-05-08 特纳瑞斯连接有限公司 抗磨损钻杆工具接头和相应的钻杆
US9187811B2 (en) 2013-03-11 2015-11-17 Tenaris Connections Limited Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
CA2916202C (en) 2013-06-24 2019-07-02 Hanwha Chemical Corporation Antibody-drug conjugate having improved stability and use thereof
KR102197204B1 (ko) 2013-06-25 2021-01-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. 고크롬 내열철강
RU2562184C1 (ru) * 2014-06-10 2015-09-10 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Высокопрочная дисперсионно-твердеющая сталь
RU2572911C1 (ru) * 2014-11-05 2016-01-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
DE102015111150A1 (de) 2015-07-09 2017-01-12 Benteler Steel/Tube Gmbh Stahllegierung, insbesondere für Fahrwerks- oder Antriebsbauteil, und Fahrwerks- oder Antriebsbauteil
BR112018073110A2 (pt) * 2016-08-08 2019-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
KR102010079B1 (ko) * 2017-09-13 2019-08-12 주식회사 포스코 도장 후 선영성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102109269B1 (ko) * 2018-09-28 2020-05-11 주식회사 포스코 강관용 열연강판 및 그 제조방법
KR102209556B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-29 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법
JP7448873B2 (ja) 2022-03-30 2024-03-13 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板及びモータコア

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4861390A (en) * 1985-03-06 1989-08-29 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing formable as-rolled thin steel sheets
JPS6383230A (ja) * 1986-09-27 1988-04-13 Nkk Corp 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2613155B2 (ja) 1991-09-07 1997-05-21 新日本製鐵株式会社 圧潰特性に優れた電縫油井管およびその製造方法
JPH0586419A (ja) 1991-09-27 1993-04-06 Nippon Steel Corp 曲げ特性の優れた電縫鋼管の製造方法
JPH09196244A (ja) 1996-01-19 1997-07-29 Nkk Corp 耐震性に優れた鋼管
MY116920A (en) * 1996-07-01 2004-04-30 Shell Int Research Expansion of tubings
JPH1052713A (ja) 1996-08-12 1998-02-24 Nkk Corp 耐震性に優れた鋼管及びその製造方法
JP3481409B2 (ja) * 1996-12-17 2003-12-22 新日本製鐵株式会社 鋼管のハイドロフォーム加工方法
US6331216B1 (en) * 1997-04-30 2001-12-18 Kawasaki Steel Corporation Steel pipe having high ductility and high strength and process for production thereof
US6290789B1 (en) * 1997-06-26 2001-09-18 Kawasaki Steel Corporation Ultrafine-grain steel pipe and process for manufacturing the same
JP3731103B2 (ja) * 1997-12-15 2006-01-05 Ｊｆｅスチール株式会社 液圧バルジ成形性に優れた高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP3779811B2 (ja) * 1998-03-30 2006-05-31 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた電縫鋼管とその製造方法
WO2001094655A1 (fr) * 2000-06-07 2001-12-13 Nippon Steel Corporation Tuyau d'acier a haute aptitude au formage et son procede de fabrication

Cited By (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101999007B (zh) * 2008-04-10 2012-12-12 新日本制铁株式会社 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法
CN101693985B (zh) * 2009-10-30 2012-10-10 天长市天翔机械厂 一种制作喷油器衬套的合金材料
CN101838775A (zh) * 2010-05-28 2010-09-22 天津水泥工业设计研究院有限公司 一种高韧性中碳耐磨钢及其制备方法
CN101838775B (zh) * 2010-05-28 2013-09-25 中材装备集团有限公司 一种高韧性中碳耐磨钢
CN103328669B (zh) * 2011-04-12 2015-03-11 新日铁住金株式会社 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法
CN103328669A (zh) * 2011-04-12 2013-09-25 新日铁住金株式会社 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法
US10266928B2 (en) 2011-05-25 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
US9512508B2 (en) 2011-07-27 2016-12-06 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof
CN103732775B (zh) * 2011-07-27 2016-08-24 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN102321844A (zh) * 2011-10-10 2012-01-18 钢铁研究总院 一种热轧耐腐蚀烘烤硬化钢及其制备方法
CN102505093B (zh) * 2011-12-15 2013-10-02 浙江金洲管道工业有限公司 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢的制造方法
CN102505093A (zh) * 2011-12-15 2012-06-20 浙江金洲管道工业有限公司 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢及其制造方法
TWI487800B (zh) * 2012-09-28 2015-06-11 Shinhokoku Steel Corp And a method for manufacturing the same for producing a seamless steel pipe
CN103018141B (zh) * 2012-11-29 2015-11-18 燕山大学 高合金低碳马氏体钢原始晶粒显示剂及显示方法
CN103018141A (zh) * 2012-11-29 2013-04-03 燕山大学 高合金低碳马氏体钢原始晶粒显示剂及显示方法
CN103789629A (zh) * 2014-01-16 2014-05-14 安徽省杨氏恒泰钢管扣件加工有限公司 一种耐磨无缝钢管材料及其制备方法
CN104451447B (zh) * 2014-12-10 2016-10-19 无锡鑫常钢管有限责任公司 一种奥氏体不锈钢管及生产工艺
CN104451447A (zh) * 2014-12-10 2015-03-25 无锡鑫常钢管有限责任公司 一种06Cr19Ni10N奥氏体不锈钢管及生产工艺
CN104928568A (zh) * 2015-06-30 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
CN105113710A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种高层建筑用混凝土构件
CN105112805A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种矩形钢管混凝土预制件
CN106436695A (zh) * 2015-08-13 2017-02-22 江鹏财 一种大跨度桥梁建筑用预制桩柱
CN105133785A (zh) * 2015-08-18 2015-12-09 刁德斌 一种内嵌“y”型筋梁的建筑用混凝土构件
CN105507235A (zh) * 2015-08-20 2016-04-20 喻良军 一种高速公路桥梁用预制桩柱
CN105568129A (zh) * 2015-12-30 2016-05-11 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种汽车排气管用稀土碳钢材料及其制备方法
CN105673173B (zh) * 2015-12-31 2019-09-03 台州三元车辆净化器有限公司 一种新型高性能材料的排气管及其加工制备工艺
CN105673173A (zh) * 2015-12-31 2016-06-15 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种新型高性能材料的排气管及其加工制备工艺
CN105671425A (zh) * 2016-01-26 2016-06-15 安徽同盛环件股份有限公司 一种耐高温合金环件密封圈及其制备方法
CN105734425A (zh) * 2016-05-09 2016-07-06 周常 一种海洋钻井平台结构材料
WO2019010661A1 (zh) * 2017-07-13 2019-01-17 田圣林 一种高韧性高强度耐腐蚀弹簧
CN108300944A (zh) * 2018-04-13 2018-07-20 合肥市旺友门窗有限公司 一种减振降噪不锈钢管材及其制备方法
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
CN111809113A (zh) * 2020-06-24 2020-10-23 延安嘉盛石油机械有限责任公司 一种含稀土的tc-50钢级石油管坯
CN111809113B (zh) * 2020-06-24 2021-12-14 延安嘉盛石油机械有限责任公司 一种含稀土的tc-50钢级石油管坯

Also Published As

Publication number Publication date
JP4264212B2 (ja) 2009-05-13
EP1264910A1 (en) 2002-12-11
KR100514119B1 (ko) 2005-09-13
EP1264910B1 (en) 2008-05-21
US20030116238A1 (en) 2003-06-26
CN1144893C (zh) 2004-04-07
DE60134125D1 (de) 2008-07-03
US6866725B2 (en) 2005-03-15
EP1264910A4 (en) 2006-01-25
WO2001062998A1 (fr) 2001-08-30
KR20020076340A (ko) 2002-10-09

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