JP2001164338A - 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強度が1620N/mm2 以上の焼入れ型超高強
度電縫鋼管で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた自動車用超
高強度電縫鋼管を提供する。 【解決手段】 質量％で、C:0.20〜0.30％、 Si:0.05〜
0.50％、 Mn:0.80〜2.0％、 P:0.020％以下、 S:0.020
％以下、 Al:0.01〜0.10％、 Cu:0.05〜1.0 ％、Cr:0.0
5〜1.0 ％、 Ti:0.01〜0.10％、B:0.0005〜0.0050％を
含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる電縫鋼管
を高周波焼入れして引張強度が1620N/mm2以上で、かつ
耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管を製
造する。
度電縫鋼管で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた自動車用超
高強度電縫鋼管を提供する。 【解決手段】 質量％で、C:0.20〜0.30％、 Si:0.05〜
0.50％、 Mn:0.80〜2.0％、 P:0.020％以下、 S:0.020
％以下、 Al:0.01〜0.10％、 Cu:0.05〜1.0 ％、Cr:0.0
5〜1.0 ％、 Ti:0.01〜0.10％、B:0.0005〜0.0050％を
含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる電縫鋼管
を高周波焼入れして引張強度が1620N/mm2以上で、かつ
耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管を製
造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性に
優れ、引張強度が1620N/mm2 以上の焼入れ型超高強度電
縫鋼管の技術分野に属し、詳しくは自動車ドアのインパ
クトビームやバンパーの補強部材等、軽量でかつ強度の
要求される用途に用いられる超高強度電縫鋼管の技術分
野に属するものである。
優れ、引張強度が1620N/mm2 以上の焼入れ型超高強度電
縫鋼管の技術分野に属し、詳しくは自動車ドアのインパ
クトビームやバンパーの補強部材等、軽量でかつ強度の
要求される用途に用いられる超高強度電縫鋼管の技術分
野に属するものである。
【０００２】
【従来の技術】地球の環境保全の観点から、最近、自動
車の燃費の改善要求が強くなってきている。そこで、車
体の軽量化を図るべくドアのインパクトビーム等、自動
車の補強部材用途には引張強度の高い高強度材の要求が
強まっている。例えば、特開昭57-134765 号公報には、
成形した鋼管の焼入れ処理に先立ち、焼入れ組織の均一
化を図るため、焼きならし処理後に焼入れして熱処理後
の硬さHv≧600 の高強度材の製造方法が提案されてい
る。また、特開平1-261718号公報には、引張強度≧120k
gf/mm2（1180N/mm2 ）の焼入れ鋼管の製造方法が提案さ
れている。
車の燃費の改善要求が強くなってきている。そこで、車
体の軽量化を図るべくドアのインパクトビーム等、自動
車の補強部材用途には引張強度の高い高強度材の要求が
強まっている。例えば、特開昭57-134765 号公報には、
成形した鋼管の焼入れ処理に先立ち、焼入れ組織の均一
化を図るため、焼きならし処理後に焼入れして熱処理後
の硬さHv≧600 の高強度材の製造方法が提案されてい
る。また、特開平1-261718号公報には、引張強度≧120k
gf/mm2（1180N/mm2 ）の焼入れ鋼管の製造方法が提案さ
れている。
【０００３】しかし、鋼材は超高強度になると水素脆化
による割れ、所謂遅れ破壊が発生することは、例えば、
引張強度980N/mm2以上の強度を有する超高強度鋼を用い
たボルトについて、特開昭60-155644 号公報に開示され
ているように、既によく知られていることである。した
がって、超高強度鋼管を用いた種々の部材においても、
大気環境下での腐食反応によって発生する水素が鋼材中
に侵入して、使用中に突然遅れ破壊が発生する恐れがあ
る。
による割れ、所謂遅れ破壊が発生することは、例えば、
引張強度980N/mm2以上の強度を有する超高強度鋼を用い
たボルトについて、特開昭60-155644 号公報に開示され
ているように、既によく知られていることである。した
がって、超高強度鋼管を用いた種々の部材においても、
大気環境下での腐食反応によって発生する水素が鋼材中
に侵入して、使用中に突然遅れ破壊が発生する恐れがあ
る。
【０００４】一方、前述の補強部材の軽量化を達成する
ために、鋼管の高強度化を達成する方法は多数提案され
ている。例えば、特開平5-9579号公報には、析出強化に
より鋼管強度 120〜150kgf/mm2（1180〜1470N/mm2 ）級
鋼の製造方法が提案されており、特開平5-65541 号公報
には成分調整と製造条件を規定し、引張強度 150〜190k
gf/mm2（1470〜1860N/mm2 ）級の超高強度鋼管の製造方
法が提案されている。
ために、鋼管の高強度化を達成する方法は多数提案され
ている。例えば、特開平5-9579号公報には、析出強化に
より鋼管強度 120〜150kgf/mm2（1180〜1470N/mm2 ）級
鋼の製造方法が提案されており、特開平5-65541 号公報
には成分調整と製造条件を規定し、引張強度 150〜190k
gf/mm2（1470〜1860N/mm2 ）級の超高強度鋼管の製造方
法が提案されている。
【０００５】他方で、遅れ破壊に注目したものでは、特
開平5-339678号公報に、主要成分を制御した引張強度 1
30〜170kgf/mm2（1270〜1670N/mm2 ）級鋼管が提案され
ているが、引張強度170kgf/mm2（1670N/mm2 ）を超える
と遅れ破壊特性が劣化することが紹介されている。ま
た、特開平7-126750号公報には、電縫鋼管の溶接部を含
めた最高硬さが Hv550以下とした鋼管を 600℃以下の温
度で熱処理する方法が提案されているが、これは引張強
度1180N/mm2 級鋼管であり本発明が目標とする引張強度
1620N/mm2 以上よりも低い。つまり、超高強度化すると
補強部材の軽量化ニーズは達成できるが、遅れ破壊特性
の向上が図れない。また、良好な遅れ破壊特性を確保す
るためには、得られる引張強度は低くなるという問題が
ある。
開平5-339678号公報に、主要成分を制御した引張強度 1
30〜170kgf/mm2（1270〜1670N/mm2 ）級鋼管が提案され
ているが、引張強度170kgf/mm2（1670N/mm2 ）を超える
と遅れ破壊特性が劣化することが紹介されている。ま
た、特開平7-126750号公報には、電縫鋼管の溶接部を含
めた最高硬さが Hv550以下とした鋼管を 600℃以下の温
度で熱処理する方法が提案されているが、これは引張強
度1180N/mm2 級鋼管であり本発明が目標とする引張強度
1620N/mm2 以上よりも低い。つまり、超高強度化すると
補強部材の軽量化ニーズは達成できるが、遅れ破壊特性
の向上が図れない。また、良好な遅れ破壊特性を確保す
るためには、得られる引張強度は低くなるという問題が
ある。
【０００６】また、超高強度薄鋼板の遅れ破壊特性の防
止については、特開平4-268053号公報に提案されている
ように、鋼中にSiを添加し、鋼板中への水素の侵入を制
御することによって、遅れ破壊の原因となる水素脆化の
発生を防止する方法がある。しかし、遅れ破壊の発生原
因は、必ずしも水素侵入に限られているものではなく、
腐食ピット形成による応力集中も大きな要因となる。し
たがって、Si添加のみによって遅れ破壊の発生を十分に
防止することは困難である。
止については、特開平4-268053号公報に提案されている
ように、鋼中にSiを添加し、鋼板中への水素の侵入を制
御することによって、遅れ破壊の原因となる水素脆化の
発生を防止する方法がある。しかし、遅れ破壊の発生原
因は、必ずしも水素侵入に限られているものではなく、
腐食ピット形成による応力集中も大きな要因となる。し
たがって、Si添加のみによって遅れ破壊の発生を十分に
防止することは困難である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】自動車ドアのインパク
トビーム等の補強部材に使用される鋼材には、所定の引
張強度が要求されることは勿論、衝撃等に十分耐えるた
めの靱性に優れていることと同時に、高強度鋼材に付随
する耐遅れ破壊特性に優れることも必要である。
トビーム等の補強部材に使用される鋼材には、所定の引
張強度が要求されることは勿論、衝撃等に十分耐えるた
めの靱性に優れていることと同時に、高強度鋼材に付随
する耐遅れ破壊特性に優れることも必要である。
【０００８】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたもので、引張強度が1620N/mm 2 以上の焼入れ型超
高強度電縫鋼管で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた自動車
用超高強度電縫鋼管を提供することを目的とする。
されたもので、引張強度が1620N/mm 2 以上の焼入れ型超
高強度電縫鋼管で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた自動車
用超高強度電縫鋼管を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】その要旨は、質量％で、
C:0.20〜0.30％、 Si:0.05〜0.50％、 Mn:0.80〜2.0
％、 P:0.020％以下、 S:0.020％以下、 Al:0.01〜0.10
％、 Cu:0.05〜1.0 ％、Cr:0.05〜1.0 ％、 Ti:0.01〜
0.10％、B:0.0005〜0.0050％を含み、残部がFeおよび不
可避的不純物よりなり引張強度が1620N/mm2 以上である
耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管であ
る。
C:0.20〜0.30％、 Si:0.05〜0.50％、 Mn:0.80〜2.0
％、 P:0.020％以下、 S:0.020％以下、 Al:0.01〜0.10
％、 Cu:0.05〜1.0 ％、Cr:0.05〜1.0 ％、 Ti:0.01〜
0.10％、B:0.0005〜0.0050％を含み、残部がFeおよび不
可避的不純物よりなり引張強度が1620N/mm2 以上である
耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管であ
る。
【００１０】さらに質量％で、 Nb:0.01〜0.10％、V:0.
01〜0.10％、 Zr:0.01〜0.10％、 Mo:0.05〜1.0 ％、 N
i:0.05〜2.0 ％の中から選ばれる１種または２種以上を
含む上記の耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電
縫鋼管である。
01〜0.10％、 Zr:0.01〜0.10％、 Mo:0.05〜1.0 ％、 N
i:0.05〜2.0 ％の中から選ばれる１種または２種以上を
含む上記の耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電
縫鋼管である。
【００１１】上記の化学成分を有する熱延鋼板から造管
した電縫鋼管を Ac3変態点以上、 950℃以下の温度に加
熱した後、水冷する高周波焼入れを行い引張強度が1620
N/mm 2 以上である耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高
強度電縫鋼管の製造方法である。
した電縫鋼管を Ac3変態点以上、 950℃以下の温度に加
熱した後、水冷する高周波焼入れを行い引張強度が1620
N/mm 2 以上である耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高
強度電縫鋼管の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明者らは、引張強度、靱性お
よび耐遅れ破壊特性の三者を満足させるべく鋼材の成分
について種々検討を重ねた。その結果、自動車ドアのイ
ンパクトビーム等の補強部材としての用途に適した超高
強度焼入れ鋼管を見出した。すなわち、焼入れ鋼管の強
度、靱性レベルを向上させ、耐遅れ破壊特性を兼備し、
しかも高周波焼入れに対応した焼入れ性を考慮して、鋼
中の成分組成を限定した。そして、簡単な高周波焼入れ
を採用することにより、インパクトビーム等の補強部材
に要求される強度、靱性、耐遅れ破壊特性を兼備した超
高強度鋼管を高い生産性のもとで製造できることを見出
したものである。
よび耐遅れ破壊特性の三者を満足させるべく鋼材の成分
について種々検討を重ねた。その結果、自動車ドアのイ
ンパクトビーム等の補強部材としての用途に適した超高
強度焼入れ鋼管を見出した。すなわち、焼入れ鋼管の強
度、靱性レベルを向上させ、耐遅れ破壊特性を兼備し、
しかも高周波焼入れに対応した焼入れ性を考慮して、鋼
中の成分組成を限定した。そして、簡単な高周波焼入れ
を採用することにより、インパクトビーム等の補強部材
に要求される強度、靱性、耐遅れ破壊特性を兼備した超
高強度鋼管を高い生産性のもとで製造できることを見出
したものである。
【００１３】高強度鋼の遅れ破壊は、現象的には、鋼中
に侵入した拡散性水素が引張応力勾配にしたがって、あ
る箇所に局部的に集中し、その箇所において、鋼が水素
脆化割れを起こすことであると見なされている。水素脆
化割れは、面圧説、鉄原子間の凝集力低下説等の種々の
機構が提案されているものの、未だに明確には解明され
ていないが、水素の吸収し易さ、拡散し易さおよび鋼自
身の水素脆化感受性の３つの要因が相互に関連した現象
であると理解される。
に侵入した拡散性水素が引張応力勾配にしたがって、あ
る箇所に局部的に集中し、その箇所において、鋼が水素
脆化割れを起こすことであると見なされている。水素脆
化割れは、面圧説、鉄原子間の凝集力低下説等の種々の
機構が提案されているものの、未だに明確には解明され
ていないが、水素の吸収し易さ、拡散し易さおよび鋼自
身の水素脆化感受性の３つの要因が相互に関連した現象
であると理解される。
【００１４】したがって、水素脆化の対策として、鋼側
からは、(1) 水素の侵入経路を遮ること、(2) 水素の鋼
中での拡散と引張応力部への集中を抑制すること、(3)
鋼自身の水素脆化感受性を低下すること、の３つの対策
が有効と考えられる。従来、水素脆化の対策としては、
(2) 、(3) によるものが多いが、本発明は(1) の対策に
も着目したもである。
からは、(1) 水素の侵入経路を遮ること、(2) 水素の鋼
中での拡散と引張応力部への集中を抑制すること、(3)
鋼自身の水素脆化感受性を低下すること、の３つの対策
が有効と考えられる。従来、水素脆化の対策としては、
(2) 、(3) によるものが多いが、本発明は(1) の対策に
も着目したもである。
【００１５】すなわち、通常の使用環境における鋼の水
素吸蔵は、鋼が腐食する際にカソード反応により生じた
水素がガス化せずに、鋼中に侵入することに起因するの
で、本発明によって鋼の耐食性を向上させ、水素吸蔵を
防止することによって、(1)の対策を実行することがで
きる。また、耐食性の向上の別の側面として、本発明に
よって、不均一腐食を抑制することにより、鋼材表面に
おける応力集中を避けることができ、もって上記(2) の
対策とすることができる。一方、(3) の鋼自身の水素脆
化感受性の低下に関しては、粒界偏析元素の含有量を低
減することと、あるいは結晶粒の微細化等によって対応
することができる。
素吸蔵は、鋼が腐食する際にカソード反応により生じた
水素がガス化せずに、鋼中に侵入することに起因するの
で、本発明によって鋼の耐食性を向上させ、水素吸蔵を
防止することによって、(1)の対策を実行することがで
きる。また、耐食性の向上の別の側面として、本発明に
よって、不均一腐食を抑制することにより、鋼材表面に
おける応力集中を避けることができ、もって上記(2) の
対策とすることができる。一方、(3) の鋼自身の水素脆
化感受性の低下に関しては、粒界偏析元素の含有量を低
減することと、あるいは結晶粒の微細化等によって対応
することができる。
【００１６】本発明は、このように超高強度電縫鋼管の
強度、靱性、耐遅れ破壊特性を向上させるための添加元
素を鋭意検討した結果、以下に説明するような所定の元
素を用いることによって、引張強度1620N/mm2 以上であ
りながら、靱性、耐遅れ破壊特性に優れる超高強度電縫
鋼管を得ることに成功したものである。
強度、靱性、耐遅れ破壊特性を向上させるための添加元
素を鋭意検討した結果、以下に説明するような所定の元
素を用いることによって、引張強度1620N/mm2 以上であ
りながら、靱性、耐遅れ破壊特性に優れる超高強度電縫
鋼管を得ることに成功したものである。
【００１７】以下に、本発明の超高強度電縫鋼管の化学
成分の限定理由について説明する。
成分の限定理由について説明する。
【００１８】C ：本発明は焼入れマルテンサイトによる
強化を目指すもので、焼入れ状態のままのマルテンサイ
トの強度は鋼中のC 含有量によって決定される。そこ
で、Cは鋼管中にマルテンサイト等の低温変態組織を生
成し、鋼管を高強度化するために必須の元素であり、特
に、本発明のように、1620N/mm2 以上の強度を得るため
には、図１に示すように、少なくとも0.20％以上の含有
量が必要である。しかし、含有量が0.30％を超えると、
強度は上昇するものの延性や靱性が低下する。その結
果、衝撃荷重が負荷されたときに脆性的に破壊し、イン
パクトビームとして望ましくない性質を呈する。また、
耐食性の劣化等が原因となり耐水素脆化特性の劣化が促
進されることもあるので、C 含有量は0.30％を上限とす
る。
強化を目指すもので、焼入れ状態のままのマルテンサイ
トの強度は鋼中のC 含有量によって決定される。そこ
で、Cは鋼管中にマルテンサイト等の低温変態組織を生
成し、鋼管を高強度化するために必須の元素であり、特
に、本発明のように、1620N/mm2 以上の強度を得るため
には、図１に示すように、少なくとも0.20％以上の含有
量が必要である。しかし、含有量が0.30％を超えると、
強度は上昇するものの延性や靱性が低下する。その結
果、衝撃荷重が負荷されたときに脆性的に破壊し、イン
パクトビームとして望ましくない性質を呈する。また、
耐食性の劣化等が原因となり耐水素脆化特性の劣化が促
進されることもあるので、C 含有量は0.30％を上限とす
る。
【００１９】Si：Siは、鋼の脱酸剤として使用される元
素であり、焼入れ性を高めるためにも有用であり、延性
を劣化させることなく、鋼を固溶強化するとともに生成
する錆を緻密化して腐食による水素侵入を抑制するため
に有効な元素である。また、電縫溶接で鋼管を製造する
場合に、溶接部の健全性を維持するうえで非常に有効な
元素でもある。このような効果を得るためには、0.05％
以上の含有量が必要である。含有量の上限は、電縫鋼管
の溶接時に生じるペネトレータと呼ばれる酸化物の形成
を抑制するために0.50％とする。
素であり、焼入れ性を高めるためにも有用であり、延性
を劣化させることなく、鋼を固溶強化するとともに生成
する錆を緻密化して腐食による水素侵入を抑制するため
に有効な元素である。また、電縫溶接で鋼管を製造する
場合に、溶接部の健全性を維持するうえで非常に有効な
元素でもある。このような効果を得るためには、0.05％
以上の含有量が必要である。含有量の上限は、電縫鋼管
の溶接時に生じるペネトレータと呼ばれる酸化物の形成
を抑制するために0.50％とする。
【００２０】Mn：Mnは、鋼のマルテンサイト変態温度を
低下させ、焼入れ性を向上させるとともに、焼入れ処理
途中での変態後のセルフテンパーによる焼入れ強度不足
となることを回避し、高強度を安定して得るに非常に有
効な元素である。このような効果を発現させるために
は、0.80％以上の含有量が必要である。しかし、 2.0％
を超えて添加してもその効果が飽和するのみならず、偏
析が大きくなり組織が不均一となるので、含有量は 2.0
％を上限とする。
低下させ、焼入れ性を向上させるとともに、焼入れ処理
途中での変態後のセルフテンパーによる焼入れ強度不足
となることを回避し、高強度を安定して得るに非常に有
効な元素である。このような効果を発現させるために
は、0.80％以上の含有量が必要である。しかし、 2.0％
を超えて添加してもその効果が飽和するのみならず、偏
析が大きくなり組織が不均一となるので、含有量は 2.0
％を上限とする。
【００２１】P ：P は、鋼を強化し延性を高めるために
も有効な元素であるが、反面、粒界に偏析し易く、粒界
強度を低下させ靱性も低下するので、含有量は 0.020％
以下とする。
も有効な元素であるが、反面、粒界に偏析し易く、粒界
強度を低下させ靱性も低下するので、含有量は 0.020％
以下とする。
【００２２】S ：S は、Mn等と非金属介在物を形成し、
腐食発生の起点となり、耐遅れ破壊特性を低下させると
ともに、靱性の劣化や溶接部の健全性低下等の欠陥を引
き起こすので、含有量は 0.020％以下とする。
腐食発生の起点となり、耐遅れ破壊特性を低下させると
ともに、靱性の劣化や溶接部の健全性低下等の欠陥を引
き起こすので、含有量は 0.020％以下とする。
【００２３】Al：Alは溶鋼の脱酸剤として有用な元素で
ある。この効果を得るためには、0.01％の含有量が必要
である。しかし、含有量が0.10％を超えると鋼の清浄度
が損なわれるとともに、表面疵が生じ易くなるので、0.
10％を含有量の上限とする。
ある。この効果を得るためには、0.01％の含有量が必要
である。しかし、含有量が0.10％を超えると鋼の清浄度
が損なわれるとともに、表面疵が生じ易くなるので、0.
10％を含有量の上限とする。
【００２４】Cu：Cuは、生成錆を緻密化して大気環境下
における鋼の腐食速度を著しく低減し、耐遅れ破壊特性
の向上を図る上で、本発明における極めて有用な元素で
ある。また、Cuは電気化学的に鉄よりも貴な元素である
ことから、相乗的に鋼の耐食性を向上させる。これらの
効果を有効に得るには、図２に示すように、少なくとも
0.05％の含有量を必要とする。しかし、他方において
は、Cuは熱間圧延時に脆化を引き起こす恐れがあるの
で、含有量の上限を 1.0％とする。また、熱間圧延時の
脆化を抑制するには、等量程度のNiと併せて添加するこ
とが好ましい。
における鋼の腐食速度を著しく低減し、耐遅れ破壊特性
の向上を図る上で、本発明における極めて有用な元素で
ある。また、Cuは電気化学的に鉄よりも貴な元素である
ことから、相乗的に鋼の耐食性を向上させる。これらの
効果を有効に得るには、図２に示すように、少なくとも
0.05％の含有量を必要とする。しかし、他方において
は、Cuは熱間圧延時に脆化を引き起こす恐れがあるの
で、含有量の上限を 1.0％とする。また、熱間圧延時の
脆化を抑制するには、等量程度のNiと併せて添加するこ
とが好ましい。
【００２５】Cr：Crは、鋼の焼入れ性を向上させるため
に有効な元素であり、0.05％以上の含有量が必要であ
る。しかし、 1.0％を超えて含有させると、電縫鋼管の
溶接時にペネトレータが発生し易くなり高強度鋼管とし
ての靱性低下の原因となるので、 1.0％を含有量の上限
とする。
に有効な元素であり、0.05％以上の含有量が必要であ
る。しかし、 1.0％を超えて含有させると、電縫鋼管の
溶接時にペネトレータが発生し易くなり高強度鋼管とし
ての靱性低下の原因となるので、 1.0％を含有量の上限
とする。
【００２６】Ti：Tiは、微細な炭化物を形成することに
よって、結晶粒の微細化と粒成長抑制効果を有する。さ
らに、拡散性水素のトラップサイトとして作用し、鋼素
材の水素脆化感受性を低下させ、さらには、生成錆の緻
密化の効果を有して耐食性を向上させる。また、B を添
加した鋼ではTiの脱窒効果によって、B が有効に作用し
所定の焼入れ性が確保される。これらの効果を得るため
には、少なくとも0.01％の含有量が必要である。しか
し、過度に添加すると、炭化物が粗大化して靱性の劣化
をまねくので、0.10％を含有量の上限とする。
よって、結晶粒の微細化と粒成長抑制効果を有する。さ
らに、拡散性水素のトラップサイトとして作用し、鋼素
材の水素脆化感受性を低下させ、さらには、生成錆の緻
密化の効果を有して耐食性を向上させる。また、B を添
加した鋼ではTiの脱窒効果によって、B が有効に作用し
所定の焼入れ性が確保される。これらの効果を得るため
には、少なくとも0.01％の含有量が必要である。しか
し、過度に添加すると、炭化物が粗大化して靱性の劣化
をまねくので、0.10％を含有量の上限とする。
【００２７】B ：鋼の焼入れ性はB の添加によって大き
く向上する。また、焼入れ組織の靱性向上にも効果のあ
る有用な元素である。この効果を得るためには、少なく
とも0.0005％以上の含有量が必要である。しかし、0.00
50％を超えて添加すると鋼中に M23(C、B)6 で表される
複合炭硼化物が形成され、逆に焼入れ性の低下を招き、
所定の強度が得られなくなるので、0.0050％を含有量の
上限とする。
く向上する。また、焼入れ組織の靱性向上にも効果のあ
る有用な元素である。この効果を得るためには、少なく
とも0.0005％以上の含有量が必要である。しかし、0.00
50％を超えて添加すると鋼中に M23(C、B)6 で表される
複合炭硼化物が形成され、逆に焼入れ性の低下を招き、
所定の強度が得られなくなるので、0.0050％を含有量の
上限とする。
【００２８】本発明の超高強度電縫鋼管には、上記以外
に下記の化学成分の中から選ばれる１種または２種以上
を含有することができる。
に下記の化学成分の中から選ばれる１種または２種以上
を含有することができる。
【００２９】Nb、V 、Zr：これらの元素は、いずれもTi
と同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の
粗大化を抑制し、靱性の劣化を防止する等の有効な作用
を呈する。このような作用を得るには、0.01％以上の含
有量が必要となる。含有量が0.10％を超えると短時間で
鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足
に起因してマトリックスの C濃度が低下する。その結
果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、そ
れぞれの含有量の上限は0.10％とする。
と同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の
粗大化を抑制し、靱性の劣化を防止する等の有効な作用
を呈する。このような作用を得るには、0.01％以上の含
有量が必要となる。含有量が0.10％を超えると短時間で
鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足
に起因してマトリックスの C濃度が低下する。その結
果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、そ
れぞれの含有量の上限は0.10％とする。
【００３０】Mo：Moは鋼の焼入れ性を向上させるのに有
効な元素であり、Moを添加することによって耐遅れ破壊
特性を劣化させる C量を増加させることなく、より高強
度の鋼を得ることができる。また、Moの添加により同一
強度の鋼を得るのであれば、C量を低減することがで
き、これによって耐遅れ破壊特性を向上させることがで
きる。このような効果を得るためには、少なくとも0.05
％以上の含有量が必要である。しかし、過度に添加する
と延性の低下をもたらすとともに、高価な元素であるの
で製造コストを高める。したがって、Moの含有量の上限
は 1.0％とする。
効な元素であり、Moを添加することによって耐遅れ破壊
特性を劣化させる C量を増加させることなく、より高強
度の鋼を得ることができる。また、Moの添加により同一
強度の鋼を得るのであれば、C量を低減することがで
き、これによって耐遅れ破壊特性を向上させることがで
きる。このような効果を得るためには、少なくとも0.05
％以上の含有量が必要である。しかし、過度に添加する
と延性の低下をもたらすとともに、高価な元素であるの
で製造コストを高める。したがって、Moの含有量の上限
は 1.0％とする。
【００３１】Ni：Niは鋼の焼入れ性を向上させ、同時に
鉄原子間の結合エネルギを高めることで、靱性の劣化を
抑えながら高強度化を図る上で非常に有効な元素であ
る。また、生成錆の緻密化によって、鋼の耐食性を向上
させる効果も有する。これらの作用を得るためには、少
なくとも0.05％以上の含有量が必要であり、より望まし
くは0.10％以上の含有量が必要である。しかし、過度に
添加しても特性改善効果が緩慢になるだけでなく、鋼材
のコスト上昇を招く。したがって、Niの含有量の上限は
2.0％とする。
鉄原子間の結合エネルギを高めることで、靱性の劣化を
抑えながら高強度化を図る上で非常に有効な元素であ
る。また、生成錆の緻密化によって、鋼の耐食性を向上
させる効果も有する。これらの作用を得るためには、少
なくとも0.05％以上の含有量が必要であり、より望まし
くは0.10％以上の含有量が必要である。しかし、過度に
添加しても特性改善効果が緩慢になるだけでなく、鋼材
のコスト上昇を招く。したがって、Niの含有量の上限は
2.0％とする。
【００３２】次に、製造方法について説明する。本発明
によれば、先ず上述した化学成分を有する鋼片（スラ
ブ）を加熱温度1100℃以上、巻取温度 650℃以下の条件
にて、常法にしたがって熱間圧延を行う。鋼片加熱にお
いては、本発明におけるような高強度鋼では熱間圧延時
の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延温度が低く
なりすぎないようにすることが好ましく、そこで鋼片の
加熱温度を1100℃以上とする。この場合、連続鋳造され
た鋼片をそのまま圧延する直接圧延や軽加熱や鋼片を一
度冷却した後に再加熱を行う方法等、加熱方法は特に限
定されるものではない。しかし、加熱温度が1300℃を超
えることは、徒に熱エネルギを消費するのみであり特に
利点はない。
によれば、先ず上述した化学成分を有する鋼片（スラ
ブ）を加熱温度1100℃以上、巻取温度 650℃以下の条件
にて、常法にしたがって熱間圧延を行う。鋼片加熱にお
いては、本発明におけるような高強度鋼では熱間圧延時
の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延温度が低く
なりすぎないようにすることが好ましく、そこで鋼片の
加熱温度を1100℃以上とする。この場合、連続鋳造され
た鋼片をそのまま圧延する直接圧延や軽加熱や鋼片を一
度冷却した後に再加熱を行う方法等、加熱方法は特に限
定されるものではない。しかし、加熱温度が1300℃を超
えることは、徒に熱エネルギを消費するのみであり特に
利点はない。
【００３３】鋼片の熱間圧延は、常法によって行えばよ
く、仕上げ圧延は Ar3変態点以上のオーステナイト単相
域で行えばよい。巻取りは、圧延鋼板表面のスケールの
除去性を考慮し、 650℃以下の温度で行うことが望まし
い。しかし、余りに巻取温度が低くなると、ベイナイト
やマルテンサイトの低温変態組織が混在し、強度が高く
なり造管しにくくなるので、下限温度を 450℃以上の温
度とする。このような条件にて製造した熱延鋼板は、一
般の電縫鋼管の強度水準である390N/mm2〜690N/mm2程度
となり、通常の熱延鋼板と同等の状態で造管が可能であ
る。
く、仕上げ圧延は Ar3変態点以上のオーステナイト単相
域で行えばよい。巻取りは、圧延鋼板表面のスケールの
除去性を考慮し、 650℃以下の温度で行うことが望まし
い。しかし、余りに巻取温度が低くなると、ベイナイト
やマルテンサイトの低温変態組織が混在し、強度が高く
なり造管しにくくなるので、下限温度を 450℃以上の温
度とする。このような条件にて製造した熱延鋼板は、一
般の電縫鋼管の強度水準である390N/mm2〜690N/mm2程度
となり、通常の熱延鋼板と同等の状態で造管が可能であ
る。
【００３４】このようにして得られた熱延鋼板（鋼帯）
を常法にしたがって、酸洗、研削、ショットブラスト等
の手段によって表面のスケールを除去した後、常法にし
たがって、所定幅にスリットした鋼帯を電縫鋼管に成形
する。造管時の溶接は一般的な高周波誘導抵抗溶接を用
いる。
を常法にしたがって、酸洗、研削、ショットブラスト等
の手段によって表面のスケールを除去した後、常法にし
たがって、所定幅にスリットした鋼帯を電縫鋼管に成形
する。造管時の溶接は一般的な高周波誘導抵抗溶接を用
いる。
【００３５】電縫鋼管の断面形状は、造管したままの状
態の円形断面で使用するのがコスト的にも、熱処理作業
の容易性の面でも有利であるが、用途によっては矩形断
面を持つ角形鋼管に加工して使用することもできる。
態の円形断面で使用するのがコスト的にも、熱処理作業
の容易性の面でも有利であるが、用途によっては矩形断
面を持つ角形鋼管に加工して使用することもできる。
【００３６】得られた電縫鋼管から、所定の強度を得る
ための熱処理には、順次短時間加熱された部分を水冷却
して焼入れを行う高周波焼入れを用いる。高周波焼入れ
は、熱処理時の形状変形が抑制され、形状特性に優れた
電縫鋼管を得ることができるので好適である。
ための熱処理には、順次短時間加熱された部分を水冷却
して焼入れを行う高周波焼入れを用いる。高周波焼入れ
は、熱処理時の形状変形が抑制され、形状特性に優れた
電縫鋼管を得ることができるので好適である。
【００３７】高周波焼入れは、 Ac3変態点以上、 950℃
以下の温度範囲に加熱し、加熱後は常温まで水冷する。
加熱温度が Ac3変態点よりも低く、 Ac1〜 Ac3変態点間
の二相域では、その温度域で存在するオーステナイトは
マルテンサイトに変態し、硬化するが、フェライトは硬
化しないので、焼入れ組織は硬いマルテンサイトと軟ら
かいフェライトとの混合組織となり、焼入れ本来の目的
に添わないばかりか、目的とする強度も得られない。ま
た、加熱温度が 950℃を超えると、加熱時のオーステナ
イトが粗大化し、焼入れ材の衝撃特性が低下する。ま
た、加熱温度が高くなり過ぎると焼入れ強度も低下す
る。したがって、焼入れ時の加熱温度は Ac3変態点以
上、 950℃以下の温度範囲とする。
以下の温度範囲に加熱し、加熱後は常温まで水冷する。
加熱温度が Ac3変態点よりも低く、 Ac1〜 Ac3変態点間
の二相域では、その温度域で存在するオーステナイトは
マルテンサイトに変態し、硬化するが、フェライトは硬
化しないので、焼入れ組織は硬いマルテンサイトと軟ら
かいフェライトとの混合組織となり、焼入れ本来の目的
に添わないばかりか、目的とする強度も得られない。ま
た、加熱温度が 950℃を超えると、加熱時のオーステナ
イトが粗大化し、焼入れ材の衝撃特性が低下する。ま
た、加熱温度が高くなり過ぎると焼入れ強度も低下す
る。したがって、焼入れ時の加熱温度は Ac3変態点以
上、 950℃以下の温度範囲とする。
【００３８】焼入れ組織は、引張強度が1620N/mm2 以上
であれば、どんな組織でもよい。しかし、高周波焼入れ
では、焼入れ後の冷却速度の厳密な制御は困難であるた
め、例えばベイナイト等が多量に混在した組織では得ら
れた電縫鋼管の機械的性質が大きく変動し易くなるの
で、引張強度が冷却速度に依存しないマルテンサイト組
織を主体とすることが、機械的性質を安定させる上で有
効となる。このためにも、C 含有量は焼入れ後の組織が
マルテンサイト組織になるように、0.20〜0.30％の範囲
に限定している。
であれば、どんな組織でもよい。しかし、高周波焼入れ
では、焼入れ後の冷却速度の厳密な制御は困難であるた
め、例えばベイナイト等が多量に混在した組織では得ら
れた電縫鋼管の機械的性質が大きく変動し易くなるの
で、引張強度が冷却速度に依存しないマルテンサイト組
織を主体とすることが、機械的性質を安定させる上で有
効となる。このためにも、C 含有量は焼入れ後の組織が
マルテンサイト組織になるように、0.20〜0.30％の範囲
に限定している。
【００３９】なお、焼入れ処理後に焼もどし処理を行
い、機械的性質を調整することができる。ただし、熱処
理工程が複雑化するため製造コスト面で若干不利とな
る。
い、機械的性質を調整することができる。ただし、熱処
理工程が複雑化するため製造コスト面で若干不利とな
る。
【００４０】
【実施例】表１に示す化学成分を含有する鋼片を1200℃
に加熱し、表２に示す圧延条件で板厚 2.0mmの熱延鋼板
に圧延した。これらの熱延鋼板から、常法にしたがっ
て、外径31.8mm、肉厚 2.0mmの電縫鋼管を製造し、この
鋼管を全数とも 900±20℃の温度から水冷する高周波焼
入れを行った。焼入れ後の電縫鋼管から試験片を採取
し、引張り特性、衝撃特性および耐遅れ破壊特性を調査
した。その結果を表２に示す。
に加熱し、表２に示す圧延条件で板厚 2.0mmの熱延鋼板
に圧延した。これらの熱延鋼板から、常法にしたがっ
て、外径31.8mm、肉厚 2.0mmの電縫鋼管を製造し、この
鋼管を全数とも 900±20℃の温度から水冷する高周波焼
入れを行った。焼入れ後の電縫鋼管から試験片を採取
し、引張り特性、衝撃特性および耐遅れ破壊特性を調査
した。その結果を表２に示す。
【００４１】引張り試験にはJIS 11号試験片を用いた。
衝撃試験は JIS 4号衝撃試験片に準拠し、鋼管軸方向か
ら切り出し加工した厚さ 2mmのＶノッチ試験片を用い、
−40℃で繰り返し３回の試験を行った。表２の衝撃特性
値は繰り返し３回の平均値である。耐遅れ破壊特性は、
焼入れ後の電縫鋼管から長さ 300mmの鋼管状の試験片を
切り出し、これを1000mol/m3の塩酸水溶液中に 300時間
浸漬し、目視検査で浸漬後の水素脆化割れを観察した。
評価は割れの有無で行い、表２には割れ無しを○、割れ
有りを×印で示した。
衝撃試験は JIS 4号衝撃試験片に準拠し、鋼管軸方向か
ら切り出し加工した厚さ 2mmのＶノッチ試験片を用い、
−40℃で繰り返し３回の試験を行った。表２の衝撃特性
値は繰り返し３回の平均値である。耐遅れ破壊特性は、
焼入れ後の電縫鋼管から長さ 300mmの鋼管状の試験片を
切り出し、これを1000mol/m3の塩酸水溶液中に 300時間
浸漬し、目視検査で浸漬後の水素脆化割れを観察した。
評価は割れの有無で行い、表２には割れ無しを○、割れ
有りを×印で示した。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】表２に示すように、本発明例は、化学成
分、高周波焼入れ条件とも本発明の限定範囲内であるた
め、いずれも良好な特性を有している。本発明例に対し
て、比較例、鋼14は水素のトラップサイトとなるTiの含
有量が少なく、鋼15は耐遅れ破壊特性を向上させるCuと
前記Tiの含有量が少なく、鋼16〜18は前記Cuの含有量が
少なく、鋼19と20は耐遅れ破壊特性を低下させる Sの含
有量が多く、かつ前記Cuの含有量が少ないため、耐遅れ
破壊特性が悪い。
分、高周波焼入れ条件とも本発明の限定範囲内であるた
め、いずれも良好な特性を有している。本発明例に対し
て、比較例、鋼14は水素のトラップサイトとなるTiの含
有量が少なく、鋼15は耐遅れ破壊特性を向上させるCuと
前記Tiの含有量が少なく、鋼16〜18は前記Cuの含有量が
少なく、鋼19と20は耐遅れ破壊特性を低下させる Sの含
有量が多く、かつ前記Cuの含有量が少ないため、耐遅れ
破壊特性が悪い。
【００４５】比較例、鋼14は焼入れ強度を確保するため
に必要なCr、Tiの含有量が少ないため、目標とする引張
強度 1620N/mm2以上が得られていない。鋼15はTi含有量
が少ないものの、強度確保に有用なCrが添加されている
ので、目標引張強度は得られているが、耐遅れ破壊特性
が劣り、衝撃特性も低い。鋼17は焼入れ性を向上させる
MnとB の含有量が少なく、鋼18と19は Cの含有量が少な
いため、目標とする引張強度が1620N/mm2 以上が得られ
ていない。また、鋼16は Cの含有量が多いため、引張強
度は1620N/mm2 以上であるが、延性（伸び）および衝撃
特性が低下している。
に必要なCr、Tiの含有量が少ないため、目標とする引張
強度 1620N/mm2以上が得られていない。鋼15はTi含有量
が少ないものの、強度確保に有用なCrが添加されている
ので、目標引張強度は得られているが、耐遅れ破壊特性
が劣り、衝撃特性も低い。鋼17は焼入れ性を向上させる
MnとB の含有量が少なく、鋼18と19は Cの含有量が少な
いため、目標とする引張強度が1620N/mm2 以上が得られ
ていない。また、鋼16は Cの含有量が多いため、引張強
度は1620N/mm2 以上であるが、延性（伸び）および衝撃
特性が低下している。
【００４６】
【発明の効果】以上述べたところから明らかなように、
本発明は引張強度を確保し、かつ耐遅れ破壊特性を向上
させる化学成分を有する電縫鋼管を、高周波焼入れして
いるため、引張強度が1620N/mm2 以上で、かつ耐遅れ破
壊特性に優れた自動車用超高強度電縫鋼管を得ることが
できる。
本発明は引張強度を確保し、かつ耐遅れ破壊特性を向上
させる化学成分を有する電縫鋼管を、高周波焼入れして
いるため、引張強度が1620N/mm2 以上で、かつ耐遅れ破
壊特性に優れた自動車用超高強度電縫鋼管を得ることが
できる。
【図１】高周波焼入れ後の鋼中 C含有量と引張強度との
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図２】1000mol/m3の塩酸水溶液に浸漬したときの水素
脆化割れ発生までの浸漬時間と鋼中Cu含有量との関係を
示す図である。
脆化割れ発生までの浸漬時間と鋼中Cu含有量との関係を
示す図である。
フロントページの続き (72)発明者 中屋 道治 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K042 AA06 AA24 BA02 CA02 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA01 DB01 DC02
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、C:0.20〜0.30％、 Si:0.05〜
0.50％、 Mn:0.80〜2.0 ％、 P:0.020％以下、 S:0.020
％以下、 Al:0.01〜0.10％、 Cu:0.05〜1.0％、 Cr:0.0
5〜1.0 ％、 Ti:0.01〜0.10％、B:0.0005〜0.0050％を
含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなり引張強度
が1620N/mm2 以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特
性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管。 - 【請求項２】 さらに質量％で、 Nb:0.01〜0.10％、V:
0.01〜0.10％、 Zr:0.01〜0.10％、 Mo:0.05〜1.0 ％、
Ni:0.05〜2.0 ％の中から選ばれる１種または２種以上
を含む請求項１に記載の耐遅れ破壊特性の優れた自動車
用超高強度電縫鋼管。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２の化学成分を有
する熱延鋼板から造管した電縫鋼管を Ac3変態点以上、
950℃以下の温度に加熱した後、水冷する高周波焼入れ
を行い引張強度が1620N/mm2 以上であることを特徴とす
る耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34629499A JP3545980B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34629499A JP3545980B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001164338A true JP2001164338A (ja) | 2001-06-19 |
| JP3545980B2 JP3545980B2 (ja) | 2004-07-21 |
Family
ID=18382429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34629499A Expired - Lifetime JP3545980B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3545980B2 (ja) |
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007154289A (ja) * | 2005-12-08 | 2007-06-21 | Nippon Steel Corp | 引張強度１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法 |
| JP2007332452A (ja) * | 2006-05-17 | 2007-12-27 | Nissan Motor Co Ltd | 抵抗溶接用高張力鋼板及びその接合方法 |
| JP2008261049A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-30 | Kobe Steel Ltd | 低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管とその製造方法 |
| US7744708B2 (en) * | 2006-03-14 | 2010-06-29 | Tenaris Connections Limited | Methods of producing high-strength metal tubular bars possessing improved cold formability |
| CN101906594A (zh) * | 2009-06-08 | 2010-12-08 | 鞍钢股份有限公司 | 一种900MPa级屈服强度调质钢板及其制造方法 |
| US8002910B2 (en) | 2003-04-25 | 2011-08-23 | Tubos De Acero De Mexico S.A. | Seamless steel tube which is intended to be used as a guide pipe and production method thereof |
| US8221562B2 (en) | 2008-11-25 | 2012-07-17 | Maverick Tube, Llc | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels |
| US8328958B2 (en) | 2007-07-06 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
| US8328960B2 (en) | 2007-11-19 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | High strength bainitic steel for OCTG applications |
| US8636856B2 (en) | 2011-02-18 | 2014-01-28 | Siderca S.A.I.C. | High strength steel having good toughness |
| US8821653B2 (en) | 2011-02-07 | 2014-09-02 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance |
| US8926771B2 (en) | 2006-06-29 | 2015-01-06 | Tenaris Connections Limited | Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same |
| WO2015146141A1 (ja) * | 2014-03-24 | 2015-10-01 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 高強度で耐食性に優れたスタビライザー用鋼と、それを用いた車両用スタビライザーおよびその製造方法 |
| US9188252B2 (en) | 2011-02-18 | 2015-11-17 | Siderca S.A.I.C. | Ultra high strength steel having good toughness |
| 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 |
| 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 |
| US9598746B2 (en) | 2011-02-07 | 2017-03-21 | Dalmine S.P.A. | High strength steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance |
| WO2017061445A1 (ja) * | 2015-10-05 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 焼入れ鋼材の製造方法および製造装置、焼入れ用鋼材ならびに焼入れ鋼材 |
| US9644248B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-09 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US9657365B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-23 | Dalmine S.P.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| CN107109509A (zh) * | 2014-12-24 | 2017-08-29 | Posco公司 | 热处理钢材、耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法 |
| 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 |
| US9970242B2 (en) | 2013-01-11 | 2018-05-15 | Tenaris Connections B.V. | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
| US11105501B2 (en) | 2013-06-25 | 2021-08-31 | Tenaris Connections B.V. | High-chromium heat-resistant steel |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
| US11952648B2 (en) | 2011-01-25 | 2024-04-09 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method of forming and heat treating coiled tubing |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3399064B1 (en) | 2016-02-18 | 2021-07-14 | JFE Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet |
| US11008635B2 (en) | 2016-02-18 | 2021-05-18 | Jfe Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet |
-
1999
- 1999-12-06 JP JP34629499A patent/JP3545980B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (41)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8002910B2 (en) | 2003-04-25 | 2011-08-23 | Tubos De Acero De Mexico S.A. | Seamless steel tube which is intended to be used as a guide pipe and production method thereof |
| JP2007154289A (ja) * | 2005-12-08 | 2007-06-21 | Nippon Steel Corp | 引張強度１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法 |
| JP4621123B2 (ja) * | 2005-12-08 | 2011-01-26 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強度１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法 |
| US8007601B2 (en) * | 2006-03-14 | 2011-08-30 | Tenaris Connections Limited | Methods of producing high-strength metal tubular bars possessing improved cold formability |
| US7744708B2 (en) * | 2006-03-14 | 2010-06-29 | Tenaris Connections Limited | Methods of producing high-strength metal tubular bars possessing improved cold formability |
| JP2007332452A (ja) * | 2006-05-17 | 2007-12-27 | Nissan Motor Co Ltd | 抵抗溶接用高張力鋼板及びその接合方法 |
| US8926771B2 (en) | 2006-06-29 | 2015-01-06 | Tenaris Connections Limited | Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same |
| GB2449215B (en) * | 2007-03-16 | 2010-09-08 | Kobe Steel Ltd | Automobile high-strength electric resistance welded steel pipe with excellent low-temperature impact properties and method of manufacturing the same |
| GB2449215A (en) * | 2007-03-16 | 2008-11-19 | Kobe Steel Ltd | Welded steel pipe with UTS of 1750 N/mm2 or more |
| JP2008261049A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-30 | Kobe Steel Ltd | 低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管とその製造方法 |
| US8323560B2 (en) | 2007-03-16 | 2012-12-04 | Kobe Steel, Ltd. | Automobile high-strength electric resistance welded steel pipe with excellent low-temperature impact properties and method of manufacturing the same |
| US8328958B2 (en) | 2007-07-06 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
| US8328960B2 (en) | 2007-11-19 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | High strength bainitic steel for OCTG applications |
| US8221562B2 (en) | 2008-11-25 | 2012-07-17 | Maverick Tube, Llc | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels |
| CN101906594A (zh) * | 2009-06-08 | 2010-12-08 | 鞍钢股份有限公司 | 一种900MPa级屈服强度调质钢板及其制造方法 |
| US11952648B2 (en) | 2011-01-25 | 2024-04-09 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method of forming and heat treating coiled tubing |
| US8821653B2 (en) | 2011-02-07 | 2014-09-02 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance |
| US9598746B2 (en) | 2011-02-07 | 2017-03-21 | Dalmine S.P.A. | High strength steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance |
| US8636856B2 (en) | 2011-02-18 | 2014-01-28 | Siderca S.A.I.C. | High strength steel having good toughness |
| US9188252B2 (en) | 2011-02-18 | 2015-11-17 | Siderca S.A.I.C. | Ultra high strength steel having good toughness |
| US9222156B2 (en) | 2011-02-18 | 2015-12-29 | Siderca S.A.I.C. | High strength steel having good toughness |
| 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 |
| US9970242B2 (en) | 2013-01-11 | 2018-05-15 | Tenaris Connections B.V. | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
| 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 |
| US10378074B2 (en) | 2013-03-14 | 2019-08-13 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| 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 |
| US11377704B2 (en) | 2013-03-14 | 2022-07-05 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US10378075B2 (en) | 2013-03-14 | 2019-08-13 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US9644248B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-09 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US9657365B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-23 | Dalmine S.P.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US11105501B2 (en) | 2013-06-25 | 2021-08-31 | Tenaris Connections B.V. | High-chromium heat-resistant steel |
| WO2015146141A1 (ja) * | 2014-03-24 | 2015-10-01 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 高強度で耐食性に優れたスタビライザー用鋼と、それを用いた車両用スタビライザーおよびその製造方法 |
| KR20160126049A (ko) * | 2014-03-24 | 2016-11-01 | Jfe 죠코 가부시키가이샤 | 고강도이며 내식성이 우수한 스태빌라이저용 강과, 그것을 이용한 차량용 스태빌라이저 및 그의 제조방법 |
| JP2015183235A (ja) * | 2014-03-24 | 2015-10-22 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 高強度で耐食性に優れたスタビライザー用鋼と、それを用いた車両用スタビライザーおよびその製造方法 |
| KR101894426B1 (ko) | 2014-03-24 | 2018-09-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도이며 내식성이 우수한 스태빌라이저용 강과, 그것을 이용한 차량용 스태빌라이저 및 그의 제조방법 |
| CN107109509A (zh) * | 2014-12-24 | 2017-08-29 | Posco公司 | 热处理钢材、耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法 |
| US10584396B2 (en) | 2014-12-24 | 2020-03-10 | Posco | Heat treatable steel, product formed thereof having ultra high strength and excellent durability, and method for manufacturing same |
| JP2018506642A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-03-08 | ポスコＰｏｓｃｏ | 熱処理鋼材、耐久性に優れた超高強度成形品及びその製造方法 |
| EP3239339A4 (en) * | 2014-12-24 | 2018-03-07 | Posco | Heat treatable steel, product formed thereof having ultra high strength and excellent durability, and method for manufacturing same |
| WO2017061445A1 (ja) * | 2015-10-05 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 焼入れ鋼材の製造方法および製造装置、焼入れ用鋼材ならびに焼入れ鋼材 |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3545980B2 (ja) | 2004-07-21 |
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