JP2007217736A - 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2007217736A JP2007217736A JP2006037638A JP2006037638A JP2007217736A JP 2007217736 A JP2007217736 A JP 2007217736A JP 2006037638 A JP2006037638 A JP 2006037638A JP 2006037638 A JP2006037638 A JP 2006037638A JP 2007217736 A JP2007217736 A JP 2007217736A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel pipe
- less
- welded steel
- cross
- ferrite phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 204
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 204
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 50
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 93
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 60
- 230000008569 process Effects 0.000 claims abstract description 37
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 26
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 23
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 51
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 27
- 238000009958 sewing Methods 0.000 claims description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 13
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 12
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 11
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 14
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 abstract description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 69
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 37
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 36
- 230000008859 change Effects 0.000 description 20
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 17
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 15
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 13
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 13
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 12
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 11
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 8
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 7
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 6
- 230000009471 action Effects 0.000 description 5
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 5
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 5
- 230000001502 supplementing effect Effects 0.000 description 5
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 3
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 3
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 3
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 3
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 2
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 2
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 0 CC(C)(C*)**1C*(C*O*OC)CC1 Chemical compound CC(C)(C*)**1C*(C*O*OC)CC1 0.000 description 1
- -1 P: 0.019% or less Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000000295 complement effect Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000009897 systematic effect Effects 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
【解決手段】C、Si、Alを適正範囲とし、Mn:0.8〜1.99%、Ti:0.001〜0.07%、Nb:0.001〜0.05%を含有し、P、S、N、Oを所定値以下に調整した組成を有する鋼素材に、加熱温度と、仕上圧延終了温度を適正範囲とした熱間圧延と、熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2s以上の徐冷を行ない、660〜410℃の巻取り温度で巻取り、平均粒径が2〜8μmであるフェライト相を60体積%以上、フェライト相中に平均粒径2〜40nmのNb炭化物が析出してなる組織とを有する熱延鋼帯に、幅絞り率を10%以下とする電縫造管工程を施し、溶接鋼管とする。これにより、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた高張力溶接鋼管となる。
【選択図】図2
Description
一方、特許文献2に記載された技術で製造された電縫鋼管は、伸びElが高々18%であり、曲げ加工により成形されるスタビライザー用としては好適であるが、プレス成形あるいはハイドロフォーム成形を伴う部材用としては、延性が不足し、プレス成形あるいはハイドロフォーム成形を伴うトーションビーム、アクスルビーム等の自動車構造部材用としては不適であるという問題があった。また、特許文献2に記載された技術では、ノルマ処理および焼入れ処理を必要とし、工程が複雑であり、寸法精度、経済性という観点からも問題を残していた。
また、本発明でいう「優れた成形性」とは、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS 12号試験片を用い、JIS Z 2241の規定に準拠して行った引張試験での伸びElが20%以上(JIS 11号試験片では32%以上)を示す場合をいうものとする。
(1)質量%で、C:0.03〜0.209%、Si:0.002〜0.95%、Mn:0.8〜1.99%、Al:0.01〜0.08%、Ti:0.001〜0.07%、Nb:0.001〜0.05%を含有し、不純物であるP、S、N、Oを、P:0.019%以下、S:0.020%以下、N:0.010%以下、O:0.005%以下に調整して含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに、円周方向断面(管長手方向に直交する断面)での平均粒径が2〜8μmであるフェライト相と、フェライト相以外の第二相とからなり、該フェライト相の組織分率が60体積%以上で、該フェライト相中に平均粒径2〜40nmのNb炭化物が析出してなる組織とを有することを特徴とする、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
(4)鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするに当り、前記鋼管素材が、質量%で、C:0.03〜0.209%、Si:0.002〜0.95%、Mn:0.8〜1.99%、Al:0.01〜0.08%、Ti:0.001〜0.07%、Nb:0.001〜0.05%を含有し、不純物であるP、S、N、Oを、P:0.019%以下、S:0.020%以下、N:0.010%以下、O:0.005%以下に調整して含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2s以上の徐冷を行なう徐冷処理とを施し、660〜410℃の巻取り温度で巻取る熱延工程を施して得られた熱延鋼帯であり、
前記電縫造管工程が、次(1)式
幅絞り率(%)=[(鋼管素材の幅)−π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}]/π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}×(100%)………(1)
で定義される幅絞り率を10%以下として、連続的にロール成形し電縫溶接する造管工程であることを特徴とする、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
C:0.03〜0.209%
Cは、鋼中鋼の強度を増加させる元素であり、鋼管強度を確保するうえで必須の元素である。また、Cは、応力除去焼鈍時に拡散し、電縫造管工程及び断面成形加工時等に導入された転位との相互作用により転位の移動を妨げ、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、0.03%以上の含有で顕著となる。一方、0.209%を超えて含有すると、鋼管組織をフェライト相主体の組織とすることができず、所望の伸び値を確保することができなくなり、鋼管の成形性が低下する。このため、Cは0.03〜0.209%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.14%である。
Siは、熱延工程における、フェライト変態を促進する元素であり、本発明では、所望の組織と優れた成形性を確保するために、0.002%以上の含有を必要とする。一方、0.95%を超える含有は、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の残留応力低下率が低下し、耐ねじり疲労特性が低下するとともに、さらに表面性状や、電縫溶接性が低下する。このため、Siは0.002〜0.95%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.50%である。より好ましくは0.15〜0.35%である。
Mnは、鋼の強度増加に寄与するとともに、Cと転位との相互作用に影響を及ぼし、Cと転位の移動を妨げ、またMnは、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を増大させる働きを有する元素であり、本発明では0.8%以上の含有を必要とする。一方、1.99%を超えて含有すると、フェライト変態が抑制され、所望の組織と優れた成形性が確保できなくなる。このため、Mnは0.8〜1.99%の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜1.6%である。より好ましくは1.2〜1.5%である。
Alは、溶製時の脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒を微細する作用を有する元素であり、所望の粒径を有するフェライト相を得るためには、0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.08%を超えて含有しても効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が増加するため、耐疲労特性が低下する。このためAlは0.01〜0.08%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.06%である。
Tiは、鋼中ではNと結合してTiNを形成し、固溶Nを低減させ、鋼管の成形性確保に寄与するとともに、Nと結合した以外の余剰Tiが炭化物を形成し、熱延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする効果を有する元素である。さらに、Tiは、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方0.07%を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下が顕著となる。このため、Tiは0.001〜0.07%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.002〜0.019%である。
Nbは、鋼中ではCと結合し炭化物として析出し、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする効果を有する元素である。さらに、Nbは断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方0.05%を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下が顕著となる。このため、Nbは0.001〜0.05%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0305〜0.0495%である。
P:0.019%以下
Pは、Mnとの凝固共偏析を介し、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靱性を低下させるとともに、電縫溶接性を低下させる悪影響を有する元素であり、できるだけ低減することが好ましい。0.019%を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Pは0.019%を上限とした。なお、好ましくは0.015%以下である。
Sは、鋼中ではMnS等の介在物として存在し、鋼の電縫溶接性、耐ねじり疲労特性、成形性を低下させる悪影響を有する元素であり、できるだけ低減することが好ましい。0.020%を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Sは0.020%を上限とした。なお、好ましくは0.010%以下である。
Nは、鋼中に固溶Nとして残存すると、鋼管の成形性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.010%を超えて含有すると上記した悪影響が顕著となるため、Nは0.010%を上限とした。なお、好ましくは0.0049%以下である。
Oは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.005%を超えて含有すると上記した悪影響が顕著となるため、Oは0.005%を上限とした。なお、好ましくは0.003%以下である。
V、W、Cr、Mo、B、Cu、Niは、いずれもMnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きがある元素であり、必要に応じて選択して1種または2種以上含有できる。
Vは、上記した作用に加えてさらに、Cと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制してフェライト相を所望の粒径とする作用を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.04%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Vは含有する場合には、0.001〜0.04%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.02%である。
Wは、Vと同様に、上記した作用に加えてさらに、Cと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制してフェライト相を所望の粒径とする作用を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.04%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Wは含有する場合には、0.001〜0.04%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.02%である。
Crは、上記したように、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.29%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Crは含有する場合には、0.001〜0.29%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.19%である。
Moは、Crと同様に、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.044%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Moは含有する場合には、0.001〜0.044%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.02%である。
Bは、Crと同様に、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.0001%以上含有することが望ましいが、0.0002%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Bは含有する場合には、0.0001〜0.0002%の範囲に限定することが好ましい。
Cuは、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.2%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Cuは含有する場合には、0.001〜0.2%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.1%である。
Niは、Cuと同様に、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.2%を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Niは含有する場合には、0.001〜0.2%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.1%である。
Caは、展伸した介在物(MnS)を粒状の介在物(Ca(Al)S(O))とする、いわゆる介在物の形態制御作用を有し、この介在物の形態制御を介して成形性、耐ねじり疲労特性を向上させる効果があり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001%以上の含有で顕著となるが、0.003%を超える含有は、非金属介在物が増加しかえって耐ねじり疲労特性が低下する。このため、Caは含有する場合には、0.0001〜0.003%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.002%である。
つぎに、本発明高張力溶接鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明高張力溶接鋼管(以下、本発明鋼管ともいう)においては、ミクロ組織は、優れた成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を碓保する上で重要な素材パラメータである。
フェライト相の組織分率:60体積%以上
本発明鋼管のフェライト相の組織分率が60体積%未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の組織分率を60体積%以上に限定した。なお、好ましくは75体積%以上である。
フェライト相の平均粒径が2μm未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。一方、フェライト相の平均粒径が8μmを超えて粗大化すると、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の平均粒径を2μm以上8μm以下に限定した。なお、好ましくは6.5μm以下である。
フェライト相中のNb炭化物は、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率と残留応力低下率をバランスさせ、高いねじり疲労強度を確保し、かつ所望の成形性を確保するために、重要な組織要因である。Nb炭化物の平均粒径が2nm未満では、鋼管の伸びElが20%未満となり成形性が低下するとともに、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値(−15%)を下回り、また、残留応力低下率が所定値(50%)を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、Nb炭化物の平均粒径が40nmを超えて粗大化すると、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値(−15%)を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。このため、フェライト相中のNb炭化物の平均粒径を2nm〜40nmの範囲に限定した。なお、好ましくは、3nm〜30nmである。
なお、断面成形加工後の応力除去焼鈍(SR)による断面硬度変化率(%)は、次式
断面硬度変化率(%)={(SR後の断面硬度)−(SR前の断面硬度)}/(SR前の断面硬度)×(100%)
で定義される値を用いるものとする。また、断面成形加工後の応力除去焼鈍(SR)による残留応力低下率(%)は次式
残留応力低下率(%)={(SR前の残留応力)−(SR後の残留応力)}/(SR前の残留応力)×(100%)
で定義される値を用いるものとする。
まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で鋼素材とすることが好ましい。
ついで、これら鋼素材に、熱延工程を施し、熱延鋼帯等の鋼管素材とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度:1160〜1320℃
鋼素材の加熱温度は、鋼中のNb、Tiの再固溶、析出状況を通じて、応力除去焼鈍後の断面硬度変化率に影讐を及ぼし、軟化を抑制するために重要な要因である。加熱温度が1160℃未満では、連続鋳造時に析出した粗大なNb、Ti炭窒化物が未固溶の炭窒化物として残存するため、フェライト相中のNb炭化物が粗大化し、断面成形加工−応力除去焼鈍(500℃×5min)後の断面硬度変化率が−15%を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。一方、加熱温度が1320℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化するため、その後の熱延工程で得られる、フェライト相が粗大化し、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1160〜1320℃の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、1200〜1280℃である。また、Nb、Tiの固溶状態の均一性と十分な固溶時間の確保という観点からは、鋼素材の加熱時の均熱時聞は、30min以上とすることが好ましい。
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、鋼管素材におけるフェライト相の組織分率、フェライト相の平均粒径を所定範囲に調整し、良好な鋼管成形性を確保するために重要である。仕上圧延終了温度が980℃を超えると、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が8μmを超え、またフェライト相の組織分率が60体積%未満となり、鋼管の成形性が低下するとともに、鋼管内外面の表面粗さが大きくなり表面性状が低下して、鋼管の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が760℃未満では、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が2μm未満となり、成形性が低下するとともに、歪誘起析出により、Nb炭化物の平均粒径が40nmを超え、断面成形加工−応力除去焼鈍(500℃×5min)後の断面硬度変化率が−15%を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、仕上圧延終了温度は980〜760℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは880〜820℃である。
本発明では、熱間圧延の仕上圧延終了後、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間の750〜650℃の温度範囲で徐冷を行なう徐冷処理を施す。ここで、徐冷とは、冷却速度20℃/s以下の冷却をいうものとする。上記した温度範囲における徐冷は、2s以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは4s以上である。この徐冷処理により、フェライト相の組織分率を60体積%以上とすることができ、鋼管の伸びElがJIS 12号試験片で20%以上となり、所望の成形性が確保できる。
徐冷処理を施された熱延鋼帯は、ついで、コイル状に、巻き取られる。巻取り温度は660〜410℃の温度範囲とすることが好ましい。巻取り温度は、熱延鋼帯のフェライト相の組織分率や、Nb炭化物の析出状態を決定する重要な要因の一つである。巻取り温度が410℃未満では、所望のフェライト相の組織分率が得られず、所望の成形性が確保できない。また、Nb炭化物の平均粒径が2nm未満となり、応力除去焼鈍時の強度低下が大きくなり、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。
鋼管素材は、熱延ままとしてもよいが、鋼管素材に、表面の黒皮除去のために酸洗処理を施すことが好ましい。また、さらに、耐食性、塗膜密着性の観点から、鋼管素材に亜鉛メッキ、アルミメッキ、ニッケルメッキ、有機皮膜処理などの表面処理を施すこともできる。また、所望の表面粗さを得るために、酸洗前後に0.2〜4%の伸長率の範囲でスキンパス処理を行うことが好ましい。
幅絞り率(%)=[(鋼管素材の幅)−π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}]/π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}×(100%)………(1)
で定義される値とする。
表1に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼素材(スラブ)とした。これら鋼素材を、約1220℃に加熱し、仕上圧延終了温度:約840℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で5s間徐冷する徐冷処理を施したのち、巻取り温度:590℃で巻取る熱延工程を施し、熱延鋼帯(板厚:約3mm)とした。
これら溶接鋼管から、試験片を採取し、組織観察試験、析出物観察試験、引張試験、表面粗さ試験、ねじり疲労試験、低温靭性試験、応力除去焼鈍後の断面硬度測定試験、応力除去焼鈍後の残留応力測定試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
得られた溶接鋼管から、円周方向断面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取して、研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡(3000倍)で組織を観察し、撮像した。得られた組織写真を、画像解析装置を用いて、フェライト相の体積率、フェライト相の平均結晶粒径(円相当径)を測定した。
得られた溶接鋼管から、円周方向断面が観察面となるように、析出物観察用試験片を採取した。これら析出物観察用試験片から、抽出レプリカ法を用いて組織観察用試料を作製し、透過型電子顕微鏡(TEM)を用いて、10万倍で5視野観察し、EDS分析によりNbを含まないセメンタイト、TiNなどを同定・除外し、Nbを含有する炭化物についてのみ、画像解析装置により、各Nb炭化物の面積と粒数を測定し、その面積と粒数から円相当直径を算出し、それらの算術平均値をNb炭化物の平均粒径とした。なお、NbTi炭化物などNbを含む複合炭化物も、Nb炭化物としてカウントした。
得られた溶接鋼管から、L方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を切出し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性(引張強さTS、降伏強さYS、伸びEl)を測定した。
(4)表面粗さ試験
得られた溶接鋼管の内外表面の表面粗さを、触針式粗度計を用いて、JIS B 0601−2001の規定に準拠して、粗さ曲線を測定し、粗さパラメータとして、算術平均粗さRa、最大高さ粗さRz、十点平均粗さRzJISを求めた。なお、粗さ曲線の測定方向は、管の円周方向(C方向)とし、低域カットオフ値0.8mm、評価長さ4mmとした。代表値としては、内表面又は外表面のうち、値の大きい方を採用した。
得られた溶接鋼管から、試験材(長さ:1500mm)を採取し、該試験材の中央部約1000mmLに、図3(特開2001−321846号公報の図11)に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面成形加工し、さらに500℃×5minの応力除去焼鈍を施したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
得られた溶接鋼管から、試験材(長さ:1500mm)を採取し、ねじり疲労試験材と同一条件で断面成形加工、応力除去焼鈍行ない、試験材の平坦部分より、管円周方向(C方向)が試験片長さとなるように展開し、JIS Z 2202の規定に準拠してシャルピー試験片(2mmVノッチ、1/4サイズ)を切出し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、低温靭性を評価した。
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置より、応力除去焼鈍(500℃×5min)前後で、断面硬度測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計(荷重10kg)でビッカース硬さを測定した。硬さの測定位置は、肉厚の1/4、1/2、3/4の3点とし、その平均値をその試験片の応力除去焼鈍(SR)前後の断面硬さとした。この硬さ測定結果より、次式
断面硬度変化率(%)={(SR後の断面硬さ)一(SR前の断面硬さ)}/〈SR前の断面硬さ〉×(100%)
により、断面成形加工−応力除去焼鈍(SR)後の断面硬度変化率(%)を求め、断面成形加工−応力除去焼鈍時の軟化抵抗のパラメータとした。
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置で残留応力を、応力除去焼鈍SR(500℃×5min)前後でそれぞれ、3軸ゲージを用いた歪ゲージ切出し法により測定した。この測定結果より、次式
残留応力低下率(%)={(SR前の残留応力)−(SR後の残留応力)}/(SR前の残留応力)×(100%)
により断面成形加工−応力除去焼鈍時の残留応力低下率(%)を求めた。
得られた結果を表2に示す。
C、Mn、Ti、Nb、N、V、Crが本発明の範囲を高く外れる比較例(鋼管No.12、No.16、No.20、No.22、No.25、No.27、No.28)はいずれも、伸びElが20%未満と延性が不足し、またσB/TSが0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下し、また破面遭移温度が−60℃を上回り、低温靭性も低下している。また、C、Si、Mn、Al、Ti、Nbが本発明の範囲を低く外れる比較例(鋼管No.11、No.13、No.15、No.17、No.19、No.21)はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率が−15%を下回り、σB/TSが0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
また、Si、Al、S、Oが本発明の範囲を高く外れる比較例(鋼管No.14、No.18、No.24、No.26)はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後のσB/TSが0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
なお、鋼管No.1〜31はNo.14を除き、表面組さが、算術平均粗さRa:0.7〜0.8μm、最大高さ粗さRz:10〜22μm、十点平均粗さRzJIS:7〜15μmの範囲にあり、良好であった。No.14の表面粗さは平均粗さRa:1.6μm、最大高さ粗さRz:27μm、と良好であったものの、十点平均粗さRzJISは21μmと高い値であった。
(実施例2)
表1の鋼No.B、No.Cの組成を有する鋼素材(スラブ)に、表3に示す条件の熱間圧延を施し熱延鋼帯とした。ついで、これら熱間圧延鋼帯を鋼管素材として、酸洗を施し、所定の幅寸法にスリット加工したのち、連続的にロール成形してオープン管とし、該オープン管を高周波抵抗溶接により電縫溶接する電縫造管工程により溶接鋼管(外径170〜114.3mmφ×肉厚t 2.0〜6.0mm)とした。なお、電縫造管工程では、(1)式で定義される幅絞り率を、表4に示す値とした。
得られた結果を表5に示す。
熱間圧延における徐冷処理条件、巻取り温度が本発明の範囲を低く外れる比較例(鋼管No.38、No.44)では、強度が高く、延性が20%未満と低く成形性が低下し、またσB/TSが0.40未満と断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下している。
また、鋼素材の加熱温度、電縫造管工程における幅絞り率が本発明の範囲を高く外れる比較例(鋼管No.32、No.52)は、σB/TSが0.40未満と断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下し、さらに破面遷移温度vTrsが−60℃を上回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性が低下している。
Claims (5)
- 質量%で、
C:0.03〜0.209%、 Si:0.002〜0.95%、
Mn:0.8〜1.99%、 Al:0.01〜0.08%、
Ti:0.001〜0.07%、 Nb:0.001〜0.05%
を含有し、不純物であるP、S、N、Oを、P:0.019%以下、S:0.020%以下、N:0.010%以下、O:0.005%以下に調整して含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに、円周方向断面での平均粒径が2〜8μmであるフェライト相と、フェライト相以外の第二相とからなり、該フェライト相の組織分率が60体積%以上で、該フェライト相中に平均粒径2〜40nmのNb炭化物が析出してなる組織と、を有することを特徴とする、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、V:0.001〜0.04%、W:0.001〜0.04%、Cr:0.001〜0.29%、Mo:0.001〜0.044%、B:0.0001〜0.0002%、Cu:0.001〜0.2%、Ni:0.001〜0.2%のうちから選ばれた1種または2種以上、および/またはCa:0.0001〜0.003%、を含有する組成とすることを特徹とする請求項1に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
- さらに、鋼管内外面の算術平均粗さRaが2μm以下、最大高さ粗さRzが30μm以下、十点平均粗さRzJISが20μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
- 鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするに当り、前記鋼管素材が、質量%で、
C:0.03〜0.209%、 Si:0.002〜0.95%、
Mn:0.8〜1.99%、 Al:0.01〜0.08%、
Ti:0.001〜0.07%、 Nb:0.001〜0.05%
を含有し、不純物であるP、S、N、Oを、P:0.019%以下、S:0.020%以下、N:0.010%以下、O:0.005%以下に調整して含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2s以上の徐冷を行なう徐冷処理とを施し、660〜410℃の巻取り温度で巻取る熱延工程を施して得られた熱延鋼帯であり、
前記電縫造管工程が、下記(1)式で定義される幅絞り率を10%以下として、連続的にロール成形し電縫溶接する造管工程であることを特徴とする、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
記
幅絞り率(%)=[(鋼管素材の幅)−π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}]/π{(溶接鋼管外径)−(溶接鋼管肉厚)}×(100%)………(1) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、V:0.001〜0.04%、W:0.001〜0.04%、Cr:0.001〜0.29%、Mo:0.001〜0.044%、B:0.0001〜0.0002%、Cu:0.001〜0.2%、Ni:0.001〜0.2%のうちから選ばれた1種または2種以上、および/またはCa:0.0001〜0.003%、を含有する組成とすることを特徹とする請求項4に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2006037638A JP4735315B2 (ja) | 2006-02-15 | 2006-02-15 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2006037638A JP4735315B2 (ja) | 2006-02-15 | 2006-02-15 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2007217736A true JP2007217736A (ja) | 2007-08-30 |
JP4735315B2 JP4735315B2 (ja) | 2011-07-27 |
Family
ID=38495335
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2006037638A Expired - Fee Related JP4735315B2 (ja) | 2006-02-15 | 2006-02-15 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP4735315B2 (ja) |
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008004453A1 (fr) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Jfe Steel Corporation | Tube en acier soudé de haute tension pour élément structural automobile et son procédé de fabrication |
JP2009203492A (ja) * | 2008-02-26 | 2009-09-10 | Jfe Steel Corp | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
JP2009293066A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 |
JP2011038155A (ja) * | 2009-08-12 | 2011-02-24 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 |
JP2011038154A (ja) * | 2009-08-12 | 2011-02-24 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 |
KR101400586B1 (ko) | 2012-09-27 | 2014-05-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
KR20160077281A (ko) * | 2014-12-22 | 2016-07-04 | 주식회사 포스코 | 내압괴성이 우수한 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
CN106282791A (zh) * | 2016-08-18 | 2017-01-04 | 武汉钢铁股份有限公司 | 低内应力汽车桥壳用钢板及其生产方法 |
KR20170118929A (ko) * | 2015-03-25 | 2017-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
WO2018079398A1 (ja) * | 2016-10-24 | 2018-05-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄肉中空スタビライザー用電縫鋼管およびその製造方法 |
EP3231879A4 (en) * | 2014-12-08 | 2018-07-18 | NHK Spring Co., Ltd. | Production method for stabilizers |
US11111554B2 (en) | 2014-12-08 | 2021-09-07 | Nhk Spring Co., Ltd. | Stabilizer |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0949050A (ja) * | 1995-05-30 | 1997-02-18 | Kobe Steel Ltd | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
JPH1088278A (ja) * | 1996-09-19 | 1998-04-07 | Nkk Corp | 液圧バルジ成形性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 |
JP2000178688A (ja) * | 1998-12-11 | 2000-06-27 | Nisshin Steel Co Ltd | 疲労耐久性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管 |
JP2000204442A (ja) * | 1999-01-14 | 2000-07-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管 |
JP2003321748A (ja) * | 2002-04-26 | 2003-11-14 | Jfe Steel Kk | 加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
JP2005171337A (ja) * | 2003-12-12 | 2005-06-30 | Jfe Steel Kk | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 |
-
2006
- 2006-02-15 JP JP2006037638A patent/JP4735315B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0949050A (ja) * | 1995-05-30 | 1997-02-18 | Kobe Steel Ltd | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
JPH1088278A (ja) * | 1996-09-19 | 1998-04-07 | Nkk Corp | 液圧バルジ成形性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 |
JP2000178688A (ja) * | 1998-12-11 | 2000-06-27 | Nisshin Steel Co Ltd | 疲労耐久性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管 |
JP2000204442A (ja) * | 1999-01-14 | 2000-07-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管 |
JP2003321748A (ja) * | 2002-04-26 | 2003-11-14 | Jfe Steel Kk | 加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
JP2005171337A (ja) * | 2003-12-12 | 2005-06-30 | Jfe Steel Kk | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 |
Cited By (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7887649B2 (en) | 2006-07-05 | 2011-02-15 | Jfe Steel Corporation | High-tensile strength welded steel tube for structural parts of automobiles and method of producing the same |
WO2008004453A1 (fr) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Jfe Steel Corporation | Tube en acier soudé de haute tension pour élément structural automobile et son procédé de fabrication |
JP2009203492A (ja) * | 2008-02-26 | 2009-09-10 | Jfe Steel Corp | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
JP2009293066A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 |
JP2011038155A (ja) * | 2009-08-12 | 2011-02-24 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 |
JP2011038154A (ja) * | 2009-08-12 | 2011-02-24 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 |
KR101400586B1 (ko) | 2012-09-27 | 2014-05-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
EP3231879A4 (en) * | 2014-12-08 | 2018-07-18 | NHK Spring Co., Ltd. | Production method for stabilizers |
US11111554B2 (en) | 2014-12-08 | 2021-09-07 | Nhk Spring Co., Ltd. | Stabilizer |
US10995382B2 (en) | 2014-12-08 | 2021-05-04 | Nhk Spring Co., Ltd. | Production method for stabilizers |
KR20160077281A (ko) * | 2014-12-22 | 2016-07-04 | 주식회사 포스코 | 내압괴성이 우수한 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
KR101657805B1 (ko) * | 2014-12-22 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 내압괴성이 우수한 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
KR20170118929A (ko) * | 2015-03-25 | 2017-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
KR101989372B1 (ko) | 2015-03-25 | 2019-06-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
US10655194B2 (en) | 2015-03-25 | 2020-05-19 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing the same |
CN106282791B (zh) * | 2016-08-18 | 2018-07-06 | 武汉钢铁有限公司 | 低内应力汽车桥壳用钢板及其生产方法 |
CN106282791A (zh) * | 2016-08-18 | 2017-01-04 | 武汉钢铁股份有限公司 | 低内应力汽车桥壳用钢板及其生产方法 |
JPWO2018079398A1 (ja) * | 2016-10-24 | 2018-11-01 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄肉中空スタビライザー用電縫鋼管およびその製造方法 |
KR20190031294A (ko) * | 2016-10-24 | 2019-03-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박육 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 및 그 제조 방법 |
KR102232097B1 (ko) * | 2016-10-24 | 2021-03-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박육 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 및 그 제조 방법 |
WO2018079398A1 (ja) * | 2016-10-24 | 2018-05-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄肉中空スタビライザー用電縫鋼管およびその製造方法 |
US11332812B2 (en) | 2016-10-24 | 2022-05-17 | Jfe Steel Corporation | Electric resistance welded steel tubes for high-strength thin hollow stabilizers, and methods for manufacturing the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP4735315B2 (ja) | 2011-07-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4466619B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP4735315B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP4443910B2 (ja) | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 | |
JP5463715B2 (ja) | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 | |
JP4772927B2 (ja) | 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
JP4910694B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管及びその製造方法 | |
JP5187003B2 (ja) | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
US20150176101A1 (en) | Hollow stabilizer, and steel pipe for hollow stabilizers and method of producing the same | |
JP2008013808A5 (ja) | ||
JP5499559B2 (ja) | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 | |
JP4635708B2 (ja) | 成形性、低温靭性に優れかつ断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
EP2578714A1 (en) | Hot-rolled high-strength steel sheet and process for production thereof | |
JPWO2020203943A1 (ja) | 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP5125601B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP5499560B2 (ja) | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 | |
WO2018186274A1 (ja) | 鋼部材、前記鋼部材用の熱延鋼板およびこれらの製造方法 | |
CN113631735B (zh) | 中空稳定器用电焊钢管和中空稳定器、以及其制造方法 | |
JP5282449B2 (ja) | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
JP3925291B2 (ja) | 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 | |
KR102492994B1 (ko) | 균일한 인장재질 및 용접부 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법 | |
JP7359331B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080925 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20101026 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110329 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110411 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4735315 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140513 Year of fee payment: 3 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |