JP2001355035A - 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法Info
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Abstract
を有する高強度鋼管およびその製造方法を提供する 【解決手段】 体積分率で60%以上のフェライトと、
体積分率で2%以上25%以下のマルテンサイトを含む
第2相との複合組織であり、マルテンサイトの硬度がフ
ェライトの硬度の1.4倍以上であり、鋼板1/2板厚
での板面の{110}<110>〜{332}<110
>の方位群のX線ランダム強度比の平均が2.0以上お
よび/または鋼板1/2板厚での板面の{110}<1
10>のX線ランダム強度比が3.0以上である成形性
に優れた高強度鋼管とその製造方法。
Description
廻り、メンバーなどに用いられる鋼材で特にハイドロフ
ォーム等に用いられる成形性に優れた高強度鋼管および
その製造方法に関するものである。
強度化が望まれている。高強度化することで板厚減少に
よる軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。また、
最近では、複雑な形状の部位について、高強度鋼の素鋼
板または鋼管からハイドロフォーム法を用いて成形加工
する試みが行われている。これは、自動車の軽量化や低
コスト化のニーズに伴い、部品数の減少や溶接フランジ
箇所の削減などを狙ったものである。このように、ハイ
ドロフォーム(特開平10−175026号公報参照)
などの新しい成形加工方法が実際に採用されれば、コス
トの削減や設計の自由度が拡大されるなどの大きなメリ
ットが期待される。
トを充分に生かすためには、これらの新しい成形法に適
した材料が必要となる。例えば、第50回塑性加工連合
講演大会(1999、447頁)にあるようにハイドロ
フォーム成形に及ぼすr値の影響が示されている。しか
しここでは、シユレーションによる解析が主で、実際の
材料と1対1対応するものではない。
ロフォーム成形に適した材料開発は実用レベルではほと
んど行われておらず、既存の高r値鋼板や高延性鋼板が
ハイドロフォーム成形に使用されつつある状況と言え
る。本発明では、このようなハイドロフォーム成形に適
した優れた成形性を有する鋼管およびその製造方法を提
供するものである。
組織とミクロ組織を制御することでハイドロフォーム成
形性に優れた材料を提供するものである。即ち、本発明
の要旨とするところは、 (1)ミクロ組織が体積分率で60%以上のフェライト
と、体積分率で2%以上25%以下のマルテンサイトを
含む第2相との複合組織であり、マルテンサイトの硬度
がフェライトの硬度の1.4倍以上であり、鋼板1/2
板厚での板面の{110}<110>〜{332}<1
10>の方位群のX線ランダム強度比の平均が2.0以
上および/または鋼板1/2板厚での板面の{110}
<110>のX線ランダム強度比が3.0以上である成
形性に優れた高強度鋼管。
0.2%以下含むことを特徴とする前記(1)記載の成
形性に優れた高強度鋼管。
%以下含むことを特徴とする前記(2)記載の成形性に
優れた高強度鋼管。
〜3%、 Al:3%以下の一方または双方を合計で
0.3%以上3%以下含むことを特徴とする前記(2)
または(3)記載の成形性に優れた高強度鋼管。
〜0.2%、B :0.0002〜0.01%の一方ま
たは双方を含むことを特徴とする前記(2)〜(4)の
何れか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼管。
0.3%以下含むことを特徴とする前記(2)〜(5)
の何れか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼管。
5〜0.005%、Rem:0.001〜0.02%の
一方または双方を含むことを特徴とする前記(2)〜
(6)の何れか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼
管。
記載の鋼管を製造するにあたり、前記(2)〜(7)の
何れか1項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後に1000℃〜1300℃の
範囲に再度加熱し、熱間圧延して冷却後巻取った熱延鋼
板を造管し、鋼材の化学成分で決まる(2×Ac1 変態
温度+Ac3 変態温度)/3以上1050℃以下に加熱
した後縮径加工を行い、その後、3℃/秒〜500℃/
秒の冷却速度で250℃以下まで冷却することを特徴と
する成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。但し、 Ac1(℃) =723-10.7×Mn%-16.9×Ni%+29.1×Si%+16.9×
Cr% Ac3(℃) =910-203×(C%)1/2-15.2×Ni%+44.7×Si%+31.
5×Mo%+13.1×W%-30×Mn%-11×Cr%-20×Cu%+70×P%+40
×Al%
記載の鋼管を製造するにあたり、前記(2)〜(7)の
何れか1項に記載のの成分を有する熱延鋼板を酸洗し冷
延した後に焼鈍した鋼板を造管し、鋼材の化学成分で決
まる(2×Ac1 変態温度+Ac3 変態温度)/3以上
1050℃以下に加熱した後縮径加工を行い、その後、
3℃/秒〜150℃/秒の冷却速度で250℃以下まで
冷却することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼管の
製造方法。但し、 Ac1(℃) =723-10.7×Mn%-16.9×Ni%+29.1×Si%+16.9×
Cr% Ac3(℃) =910-203×(C%)1/2-15.2×Ni%+44.7×Si%+31.
5×Mo%+13.1×W%-30×Mn%-11×Cr%-20×Cu%+70×P%+40
×Al%
の1.25倍以上であることを特徴とする前記(8)も
しくは(9)記載の成形性に優れた高強度鋼管の製造方
法。にある。
強度鋼管おその製造方法について詳細に述べる。ハイド
ロフォーム成形では鋼管を素材とした成形加工が行われ
る。この際、鋼管の軸方向への押し込み量と内圧の関係
を適正に設定することが重要である。内圧のみを増加さ
せた通常の液圧成形と異なり、ハイドロフォーム成形で
は軸押しによる強制的な材料供給によってより厳しい成
形にも耐えることができる。本発明者らは、種々の材料
を用いたハイドロフォーム成形試験を元に、鋼材の結晶
集合組織の制御と適正なミクロ組織形成によって初めて
非常に高いハイドロフォーム成形性が確保できることを
見出した。
0}<110>〜{332}<110>の方位群および
/または{110}<110>のX線ランダム強度比が
ハイドロフォーム成形等を行う上で最も質量な特性値で
ある。板厚中心位置での板面のX線回折を行い、ランダ
ム結晶に対する各方位の強度比を求めたときの、{11
0}<110>〜{332}<110>の方位群での平
均が2.0以上とした。この方位群に含まれる主な方位
は、{110}<110>、{661}<110>、
{441}<110>、{331}<110>、{22
1}<110>、{332}<110>、{443}<
110>、{554}<110>および{111}<1
10>である。これらの各方位のX線ランダム強度比は
{110}極点図よりベクトル法により計算した3次元
集合組織や{110},{100},{211},{3
10}極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で
計算した3次元集合組織から求めればよい。例えば、後
者の方法から各結晶方位のX線ランダム強度比を求める
には、3次元集合組織のΦ2=45゜断面における(1
10)[1−10]、(661)[1−10]、(44
1)[1−10]、(331)[1−10]、(22
1)[1−10]、(332)[1−10]、(44
3)[1−10]、(554)[1−10]、(11
1)[1−10]の強度で代表させられる。
0>方位群の平均X線ランダム強度比とは、上記の各方
位の相加平均である。上記方位のすべての強度が得られ
ない場合には{110}<110>、{441}<11
0>、{221}<110>の方位の相加平均で代替し
ても良い。中でも、{110}<110>は重要であ
り、この方位のX線ランダム強度比が3.5以上である
ことが特に望ましい。{110}<110>〜{33
2}<110>方位群の平均強度比が2.0以上でかつ
{110}<110>の強度比が3.0以上であれば特
にハイドロフォーム用鋼管としてはさらに好適であるこ
とは言うまでもない。また、成形困難な場合には上記方
位群の平均強度比が3.5以上であること、{110}
<110>の強度比が5.0以上であることのうち少な
くとも1つを満たすことが望ましい。
2=45°断面において上記の方位群の範囲内に最高強
度を有し、この方位群から離れるにしたって徐々に強度
レベルが低下するが、X線の測定精度の問題や鋼管製造
時の軸周りのねじれの問題、X線試料作製の精度の問題
などを考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位
群から±5°ないし10°程度ずれる場合も有りうる。
弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としX線
解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、
試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪
みで行うものとし、加えられる歪み量の上限を10%以
下で行うこととした。このようにして得られた板状の試
料について機械研磨によって所定の板厚まで減厚した
後、化学研磨などによって板厚中心付近まで研磨し、バ
フ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨
によって歪みを除去すると同時に板厚中心層が側面とな
るように調整する。なお、鋼板の板厚中心層に偏析帯が
認められる場合には、板厚の3/8〜5/8の範囲で偏
析帯のない場所について測定すればよく、またこの範囲
外でも前述の条件を満たしていることは何ら鋼管の成形
性を落とすものではない。
法でX線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位
が<hkl>で鋼管の長手方向が<uvw>であること
を意味する。
逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例
えば鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心
付近に関して測定した場合、各方位のX線ランダム強度
比は以下のようになることが好ましい。<100>:2
以下、<411>:2以下、<211>:4以下、<1
11>:15以下、<332>:15以下、<221
>:20.0以下、<110>:30.0以下。また、
軸方向を表す逆極点図においては、<110>:10以
上で、<100>、<411>、<211>、<111
>、<332>、<221>の全ての方位:3以下。
工まで成形可能となることから、一旦鋼管のある位置に
くびれが生じると、その場所での変形が加速的に進み、
破断(バースト)に至る。従って、極力このような歪み
の集中に起因するくびれを発生させないことも非常に重
要となる。歪みの集中を回避する方法としては鋼材の加
工硬化指数(n値)を高めることが効果的であり、本発
明者らは、特に軟質なフェライト中に硬質のマルテンサ
イトを導入することで、降伏強度を低下させるて高いn
値を確保することが上述の集合組織制御との組み合わせ
では有効であることを見出した。
満ではマルテンサイト変態によって周囲のフェライトに
導入される変態歪み量が少ないために降伏強度が十分低
下しないためにこれをマルテンサイト体積分率の下限値
とした。また、マルテンサイト体積分率が25%超とな
ると、マルテンサイト同士が連結したいわゆるネットワ
ーク状のマルテンサイト組織が生成し、著しく成形性を
劣化させるために、これをマルテンサイト体積分率の最
大値とした。フェライト体積分率が60%未満の場合に
は上述の結晶集合組織を得ることができないためフェラ
イト体積分率の最小値を60%と限定した。
差が1.4未満の場合には、降伏比が十分に低下しない
ことから、高いn値が得られないために、これをマルテ
ンサイトとフェライトの高度差の下限値とした。ここ
で、硬度の測定は粒径が大きい場合には50g以上の加
重で、また、粒径が小さい場合には10gもしくは必要
に応じて5g加重のヴィッカース硬度計にて粒毎に測定
され、5点以上の平均値として得られる。
外に、ベイナイトおよび一部パーライトさらには残留オ
ーステナイトを含んでいても何ら最終的な鋼管の成形性
を劣化させるものではない。
る。良好なハイドロフォーム成形性を得るためには鋼材
の最大強度TSと加工硬化指数nの積TS×nが45M
Pa以上であることが望ましい。
試験(JIS11号)または軸方向に切り出した弧状引
張り試験(JIS12号B)等で得ることができ、強度
は最大強度TS、n値は5%〜10%もしくは3%〜8
%の歪み範囲での加工硬化率として定義する。
C:Cは鋼材の強度を制御すると同時に、第2相として
のマルテンサイトの体積率を制御するために重要な元素
であり、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中
に濃化することで、未変態オーステナイトの焼き入れ性
を高める。しかしながら、この添加量が0.02質量%
未満の場合には、焼き入れ性が十分でないために、2%
〜25%の範囲の体積分率のマルテンサイトを得られな
いことから、0.02%を下限とした。一方、鋼材の平
均C量が増加するに従って確保可能なマルテンサイト体
積分率は増加するが、同時に鋼材強度も増加する。しか
しながら、鋼材のC添加量が過大になると、必要以上に
鋼材の強度を上昇させ、最終的に得られる鋼管の成形性
をするのみならず、成形後の組立工程において重要とな
る溶接性を大きく劣化させる。従って鋼材のC質量%の
上限を0.2%とした。
o,Sn:Mn,Ni,Cr,Cu,Mo,W,Co,
Snは全て変態挙動を制御するためには有効な元素であ
る。特に、溶接性の観点からCの添加量が制限される場
合には、このような元素を適量添加することによって効
果的にマルテンサイトを生成させることが可能となる。
また、これらの元素はAlやSi程ではないがセメンタ
イトの生成を抑制する効果があり、2相分離を容易にす
る働きもする。さらに、これらの元素はAl,Siと共
にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強
化させることによって、鋼材の強度を高める働きも持
つ。しかしながら、これらの元素の1種もしくは2種以
上の添加の合計が0.5質量%未満の場合には、必要な
焼き入れ性の確保ができなくなるとともに、鋼材の強度
が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなること
から、下限を0.5質量%とした。一方、これらの合計
が3.5質量%を超える場合には、母相であるフェライ
トもしくはベイナイトの硬質化を招き、最終的に得られ
る鋼管の成形性の低下、靭性の低下、さらには鋼材コス
トの上昇を招くために、上限を3.5質量%とした。
の安定化元素であり、フェライト体積率を増加させるこ
とによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。ま
た、Al,Si共にセメンタイトの生成を抑制すること
から、効果的にオーステナイトとフェライトの2相分離
を促進させ、適当な体積分率のマルテンサイトを得るた
めに重要な元素である。しかしながら、AlとSiの一
種もしくは双方の合計が0.3質量%未満の場合には、
セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、マルテンサ
イトが得にくくなることから下限を0.3質量%とし
た。また、AlとSiの一種もしくは双方の合計が3%
を超える場合には、母相であるフェライトもしくはベイ
ナイトの硬質化や脆化を招き、歪み速度上昇による変形
抵抗の増加を阻害するばかりでなく、最終的に得られる
鋼管の成形性の低下、靭性の低下、さらには鋼材コスト
の上昇を招き、また化成処理性等の表面処理特性が著し
く劣化するために、3質量%を上限値とした。
鋼材の高強度化に有効ではあると同時にフェライトの生
成を促進し、2相分離を容易にするが、0.2質量%を
超えて添加された場合には体積分率最大の相であるフェ
ライトの変形抵抗を必要以上に高め、最終的に得られる
鋼管の成形性の低下、靭性の低下、さらには鋼材コスト
の上昇を招く。さらに、耐置き割れ性の劣化や疲労特
性、靭性の劣化を招くことから、0.2質量%をその上
限とした。但し、Pの添加の効果を得るためには、0.
001質量%以上含有することが好ましい。
界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加
量が0.01質量%を超えるとその効果が飽和するばか
りでなく、必要以上に鋼材強度を上昇させ、最終的に得
られる鋼管の成形性の低下を招くことから、上限を0.
01質量%とした。但し、Bの添加効果を得るために
は、0.0002質量%以上含有することが好ましい。
するNb,Ti,Vは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化
物を形成することによって鋼材を高強度化することがで
きるが、その合計が0.3%を超えた場合には母相であ
るフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭
化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、最終的に
得られる鋼管の成形性の低下、靭性の低下、さらには鋼
材コストの上昇を招くことから上限を0.3質量%とし
た。但し、これらの元素の添加によって高強度化するた
めには、Nb,Ti,Vの合計で0.005質量%以上
添加することが好ましい。
に有効な元素で、Caは0.0005質量%以上、Re
mは0.001%以上の添加により熱間加工性を向上さ
せるが、Caは0.005%超、Remは0.02%超
の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、上記の範囲と
した。ここで、希土類元素とは、Y,Scおよびランタ
ノイド系の元素を指し、工業的には、これらの混合物で
あるミッシュメタルとして添加することがコスト的に有
利である。
させることができるが、同時に鋼材の靭性や延性を劣化
させる傾向があるために0.01質量%以下とすること
が望ましい。
鋼材の加工性、特に伸びフランジ成形性に代表されるよ
うな極限変形能や鋼材の疲労強度、靭性を劣化させるこ
とから、0.01質量%以下に制御することが望まし
い。
造後直接もしくは一旦Ar3 変態温度以下まで冷却され
た後に再加熱された後に熱間圧延される。この時の再加
熱温度が1000℃未満の場合には、熱間圧延を完了す
るまでに、何らかの加熱装置必要となるためにこれを下
限とした。また再加熱温度が1300℃を超える場合に
は、加熱時のスケール生成による歩留まり劣化を招くと
同時に、製造コストの上昇も招くことから、これを再加
熱温度の上限値とした。
れば良く、熱延終了温度が鋼のAr3 変態温度以下とな
っていても良い。但し、最終的に得られる鋼管の集合組
織を好ましいものとするためには、熱延鋼板での集合組
織発達を回避することが有効であり、このためにAr3
変態温度+50℃以上で熱延を完了することが望まし
い。一方、スケール生成に起因する表面特性の劣化を抑
制するためには、仕上げ温度を980℃以下とすること
が好ましい。
のまま造管し縮径加工を行っても良いが、必要に応じて
酸洗後冷延し、焼鈍後に造管し縮径加工を行っても良
い。この時の冷延−焼鈍条件は特に規定しない。
に巻きながら、もしくは前もって所定のサイズに切断さ
れた鋼板を巻いた後に溶接もしくは固相拡散接合等の方
法によって行われる。
造された鋼管を縮径加工によって所定のサイズに調整す
る際に、縮径加工開始前の加熱温度が鋼材の化学成分に
よって決まる(2×Ac1 変態温度+Ac3 変態温度)
/3未満の場合には、最終的に得られるマルテンサイト
体積分率が2%未満となり、鋼管の成形性を劣化させる
ことから、これを加熱温度の下限値とした。一方、この
加熱温度が1050℃超となった場合には、最終的に得
られる鋼管において{110}<110>〜{332}
<110>の方位群が発達せず、結果として鋼管の成形
性が劣化するために、これを加熱温度の上限値とした。
り、縮径の温度範囲を特に定めることなく本発明の効果
を得ることができるが、最終的なミクロ組織中にマルテ
ンサイトを得るために、縮径の仕上げ温度は鋼の成分で
決まるAr3 変態温度−100℃以上とすることが、ま
た、2相分離を十分に進めるためにはAr3 変態温度+
150℃以下とすることが好ましい。但し、 Ar3=901−325×C%+33×Si%+287
×P%+40×Al%−92×(Mn%+Mo%+Cu
%)−46×(Cr%+Ni%) 縮径加工によって、鋼管の長さ、鋼管外周径、板厚を変
化させることができるが、これらを全て独立に変化させ
ることができないために、この中の1つに着目して制御
することで縮径加工時に導入された全歪み量を評価する
ことができる。ここではその代表値として鋼管の長さ変
化(縮径加工後の鋼管長さ/縮径加工前の鋼管長さ)を
採用した。この鋼管の長さ変化が1.25未満の場合に
は鋼材に導入される歪み量が十分でないために集合組織
の発達が不十分となり鋼管の成形性を劣化させる。従っ
て鋼管の長さ変化の最小値として、1.25以上とする
ことが好ましい。この長さ変化は大きければ大きいほど
良く、望ましくは1.45以上、さらに非常に高い加工
性が要求される場合には1.8以上とすることがさらに
望ましい。
織が制御される。この時の冷却は空冷でも良いが、ブロ
ワーや気水冷却、水冷等の設備を配して加速冷却しても
良い。但しこの時に、冷却速度を500℃/秒超とする
ためには過大の設備投資を必要とするためにこれを冷却
速度の上限とした。一方、未変態オーステナイトからマ
ルテンサイトを得るために冷却速度の下限を3℃/秒と
した。空冷される場合には、冷却は室温まで連続的に行
われても良いが、加速冷却される場合には、冷却完了温
度が250℃超の場合には、生成したマルテンサイトが
冷却中にオートテンパーされて降伏強度の上昇と加工硬
化率の低下を招き、最終的に得られる鋼管の成形性を劣
化させるためにこれを冷却停止温度の上限値とした。こ
の冷却停止温度は低いほど降伏強度が下がることから、
150℃以下とすることが望ましい。
フォーム成形する前に、表面の摩擦抵抗を小さくする目
的で、油脂や固体潤滑剤等を塗布しても良い。また、防
錆効果のために、これらの鋼管にZn等の表面処理を施
しても良い。
旦室温まで冷却した後に再度1200℃に加熱し900
℃以上で熱延を完了した後冷却し、電縫溶接した。この
ようにして製造した母管を所定の温度に加熱し縮径加工
を行った。
下の方法で行った。前もって鋼管に10mmΦのスクライ
ブドサークルを転写し、内圧と軸押し量を制御して、円
周方向への張り出し成形を行った。バースト直前での最
大拡管率を示す部位(拡管率=成形後の最大周長/母管
の周長)の軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθを測
定した。この2つの歪みの比ρ=εΦ/εθと最大拡管
率をプロットし、ρ=−0.5となる拡管率Re(0.
5)をもってハイドロフォーム成形性の指標とした。
から弧状試験片を切り出し、プレスして平板としたサン
プルの1/2部に対して行った。また、X線の相対強度
はランダム結晶と対比することで求めた。
率は、鋼管の軸方向断面の1/4厚部において500倍
の写真を撮影し、ポイントカウント法によって求めた。
径加工条件で加工し、得られた鋼管のハイドロォーム成
形性とミクロ組織、集合組織を調査した結果を示した。
縮径加工条件が本発明の範囲内であるものは最大拡管率
が1.4以上の極めて良好なハイドロフォーム成形性を
示すことがわかる。
て、表3中に示した本発明の範囲内である縮径加工条件
で縮径加工を行った後、5〜20℃/秒の冷却速度で1
50℃以下まで冷却された鋼管のハイドロフォーム成形
性とミクロ組織、集合組織の調査結果を示す。本発明の
範囲外の化学成分を有するC1〜C6の鋼は、たとえ縮
径加工条件が本発明の範囲内であったとしても、最終的
に得られる鋼管のミクロ組織もしくは集合組織の少なく
とも何れかが本発明の範囲外となり、その結果ハイドロ
フォーム成形性が本発明の例に比較して劣位にあること
が分かる。
ことで、鋼管のハイドロフォーム成形性が著しく向上す
ることを以上に詳述した。本発明によって、複雑な形状
の部品へのハイドロフォーム加工が可能となり、自動車
車体の軽量化をより一層推進することができる。従っ
て、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明であ
る。
Claims (10)
- 【請求項1】 ミクロ組織が体積分率で60%以上のフ
ェライトと、体積分率で2%以上25%以下のマルテン
サイトを含む第2相との複合組織であり、マルテンサイ
トの硬度がフェライトの硬度の1.4倍以上であり、鋼
板1/2板厚での板面の{110}<110>〜{33
2}<110>の方位群のX線ランダム強度比の平均が
2.0以上、あるいは鋼板1/2板厚での板面の{11
0}<110>のX線ランダム強度比が3.0以上の何
れかまたは双方であることを特徴とする成形性に優れた
高強度鋼管。 - 【請求項2】 質量%にて、Cを0.02%以上0.2
%以下含むことを特徴とする請求項1記載の成形性に優
れた高強度鋼管。 - 【請求項3】 質量%で、さらに Mn:3%以下、 Ni:3%以下、 Cr:3%以下、 Cu:2%以下、 Mo:2%以下、 W :2%以下、 Co:3%以下、 Sn:0.5%以下 の中の1種または2種以上を合計で0.5%以上3.5
%以下含むことを特徴とする請求項2記載の成形性に優
れた高強度鋼管。 - 【請求項4】 質量%で、さらに Si:0.003〜3%、 Al:3%以下 の一方または双方を合計で0.3%以上3%以下含むこ
とを特徴とする請求項2または3記載の成形性に優れた
高強度鋼管。 - 【請求項5】 質量%で、さらに P :0.001〜0.2%、 B :0.0002〜0.01% の一方または双方を含むことを特徴とする請求項2〜4
の何れか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼管。 - 【請求項6】 質量%で、さらに Ti:0.3%以下、 Nb:0.3%以下、 V :0.3%以下 の中の1種または2種以上を合計で0.005%以上
0.3%以下含むことを特徴とする請求項2〜5の何れ
か1項に記載の成形性に優れた高強度鋼管。 - 【請求項7】 質量%で、さらに Ca:0.0005〜0.005%、 Rem:0.001〜0.02% の一方または双方を含むことを特徴とする請求項2〜6
の何れか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼管。 - 【請求項8】 請求項1〜7の何れか1項に記載の鋼管
を製造するにあたり、請求項2〜7の何れか1項に記載
の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷
却した後に1000℃〜1300℃の範囲に再度加熱
し、熱間圧延して冷却後巻取った熱延鋼板を造管し、鋼
材の化学成分で決まる(2×Ac1 変態温度+Ac3 変
態温度)/3以上1050℃以下に加熱した後縮径加工
を行い、その後、3℃/秒〜500℃/秒の冷却速度で
250℃以下まで冷却することを特徴とする成形性に優
れた高強度鋼管の製造方法。但し、 Ac1(℃) =723-10.7×Mn%-16.9×Ni%+29.1×Si%+16.9×
Cr% Ac3(℃) =910-203×(C%)1/2-15.2×Ni%+44.7×Si%+31.
5×Mo%+13.1×W%-30×Mn%-11×Cr%-20×Cu%+70×P%+40
×Al% - 【請求項9】 請求項1〜7の何れか1項に記載の鋼管
を製造するにあたり、請求項2〜7の何れか1項に記載
の成分を有する熱延鋼板を酸洗し冷延した後に焼鈍した
鋼板を造管し、鋼材の化学成分で決まる(2×Ac1 変
態温度+Ac3 変態温度)/3以上1050℃以下に加
熱した後縮径加工を行い、その後、3℃/秒〜500℃
/秒の冷却速度で250℃以下まで冷却することを特徴
とする成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。 - 【請求項10】 縮径加工後の管の長さが母管の長さの
1.25倍以上であることを特徴とする請求項8もしく
は請求項9記載の成形性に優れた高強度鋼管の製造方
法。
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