JP2009249676A - 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】各々規定範囲内とされた鋼成分を有し、シ−ム溶接部を含む当該鋼管全域の金属組織が、フェライトと、マルテンサイト又はベイナイトの一方あるいは両方とからなる複合組織であり、前記シーム溶接部を除く当該鋼管の1/2肉厚における板面の、{111}面のX線反射面ランダム強度比が2.0〜7.0の範囲であり、{110}面のX線反射面ランダム強度比が1.0〜5.0の範囲であり、{100}面のX線反射面ランダム強度比が3.0以下である。
【選択図】なし
Description
また、このようなハイドロフォーミング技術のメリットを十分に活用することが可能な、塑性異方性の指標であるランクフォード値(以下、r値と呼ぶことがある)が高められた鋼管及びその製造方法についても各種提案されている(例えば、特許文献2〜6を参照)。
即ち、本発明の要旨は、以下のとおりである。
[2] さらに、質量%で、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜2.5%、B:0.0005〜0.0050%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記[1]に記載の加工性に優れた鋼管。
[3] 当該鋼管の軸方向におけるランクフォード値rLが1.2以上であり、当該鋼管の円周方向におけるランクフォード値rCが1.2以上であり、且つ、当該鋼管の軸方向における一様伸びが15%以上であることを特徴とする上記[1]又は[2]に記載の加工性に優れた鋼管。
[4] 上記[1]又は[2]に記載の成分組成を有する素管をAc3変態点以上の温度に加熱した後に冷却し、次いで、減面率が10〜60%の範囲となり、且つ、減肉率が1%以上となるように冷間で伸管加工した後、更に、Ac1変態点超からAc1変態点+50℃の温度範囲に30s以上の時間で加熱し、その後、1℃/s以上の速度で冷却することを特徴とする加工性に優れた鋼管の製造方法。
以下、本発明の加工性に優れた鋼管及びその製造方法について詳細に説明する。
まず、本発明における鋼管母材の化学成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、各元素の添加量は全て質量%で表す。
Cは、鋼管母材の強度を確保するために添加する元素であり、その効果を得るためには0.005%以上の添加が必要である。また、より強度を高めるためには、Cを0.02%以上添加することが好ましい。しかしながら、Cの添加量が0.50%を超えると、加工性や靭性が低下することから、その上限値を0.50%とした。
Mnは、強度を確保する上で不可欠な元素であり、0.3%以上の添加が必要である。しかしながら、Mnの添加量が3.0%を超えると、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、成形時に亀裂を発生させるので、その上限値を3.0%とした。
Alは、脱酸元素であり、脱酸効果を得るためには0.001%以上を添加する必要がある。一方、Alの添加量が0.08%を超えると、鋳片の割れや、介在物に起因する内質欠陥を生じるため、上限値を0.08%とした。
Nは、AlとともにAlNを形成し、スラブ再加熱時のγ粒の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる元素であり、そのために必要な最小添加量は0.001%である。一方、Nの添加量が多すぎるとスラブ表面疵の原因となるので、その含有量を0.006%以下に抑える必要がある。
Siは、脱酸のために添加する元素である。しかしながら、Siの添加量が0.6%を超えると、スケール生成による表面性状の劣化が著しくなるので、その上限値を0.6%に制限した。
Pは、不可避的に混入する不純物元素であり、その含有量を0.02%以下に制限する。この主たる理由としては、溶接部の割れ発生を防止することが挙げられる。また、Pの含有量の低減により、連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて粒界破壊を防止し、低温靭性を向上させることが可能となる。
Sは、Pと同様に不可避的に混入する不純物元素であり、その含有量が0.006%を超えると溶接部に割れが発生するので、その上限値を0.006%に制限した。
Oは、鋼管の靱性を劣化させる不可避的不純物であるので、その含有量は少ない程好ましい。特に、Oの含有量が0.006%を超えると、鋼中に粗大な酸化物が多量に生成されるとともに、靱性が劣化するので、その上限値を0.006%に制限した。
Crは、母材の強度を増加させる元素であり、その効果を得るためには0.1%以上の添加が好ましい。しかしながら、Crの添加量が2.0%を超えると溶接性を劣化させることがあるので、上限値を2.0%とすることが好ましい。
Moも、Crと同様、母材の強度を増加させる元素であり、その効果を得るためには0.1%以上の添加が好ましい。しかしながら、Moの添加量が2.5%を超えると溶接性を損なうことがあるため、上限値を2.5%とすることが好ましい。
Bは、母材の強度上昇に有効な元素であり、0.0050%以上の添加が好ましい。しかしながら、Bの添加量が0.0050%を超えると粒界脆化を招く場合があるため、その上限値を0.0050%とすることが好ましい。
次に、本発明の加工性に優れた鋼管の金属組織について説明する。
本発明の鋼管の金属組織は、シーム溶接部を含む鋼管全域において、フェライトと、マルテンサイト又はベイナイトの一方あるいは両方とからなる複合組織で構成されている。上述したように、鋼管の加工性を高めるには、軟質相であるフェライトマトリックス中に、硬質相であるマルテンサイトやベイナイトを分散させることが有効である。特に、一様伸びを高めるためには、フェライトの体積率を70%以上とし、残部のマルテンサイト又はベイナイトの一方、あるいは双方を併せた体積率を30%以下とすることが好ましい。
また、本発明では、鋼管全域における金属組織を、フェライトと、マルテンサイト又はベイナイトの一方あるいは両方とからなる複合組織としているが、これら各組織が主体とされた金属組織であれば、例えば、その他の組織が含まれていても良く、本発明による加工性向上の効果が充分に得られる。
これらのランダム強度比が上記規定範囲から外れると、rC及びrLをそれぞれ1.2以上に制御することが困難となる。また、特定の方位のみランダム強度比を高めると、他の方位のランダム強度比が低くなるので、各方位におけるランダム強度比の上限を規定した。
このようにして得られた平板状の試料について、機械研磨や化学研磨等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ひずみを除去すると同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。なお、試料の板厚中心層に偏析帯が観察される場合には、板厚の3/8〜5/8の範囲で偏析帯のない場所を測定すれば良い。更に、X線測定が困難な場合、EBSP法によって測定しても差し支えない。
また、rC(鋼管の円周方向におけるr値)の測定には、まず、鋼管を切断してプレス等で平板状とし、円周方向を長手方向としてJIS Z 2201の13B号試験片を採取する。次に、試験片平行部に標点をマーキングして標点距離及び試験片平行部の板厚並びに板幅を測定する。その後、試験片に伸び計を取り付けて、引張試験機にて10%の引張ひずみを与え、引張ひずみ導入前後の試験片の板幅及び標点距離からrCを算出する。
以下に、本発明の加工性に優れた鋼管の製造方法について、その限定理由を説明する。
ここで、本発明で説明する減面率とは、下記(1)式で表される値である。
減面率(%) = {(伸管加工前の断面積−伸管加工後の断面積)/(伸管加工前の断面積)}×100(%) ・・・(1)
ここで、本発明で説明する減肉率とは、下記(2)式で表される値である。
減肉率(%) = {(伸管加工前の肉厚−伸管加工後の肉厚)/(伸管加工前の肉厚)}×100(%) ・・・(2)
伸管加工後の加熱温度がAc1変態点以下だと、オーステナイトが生成せず、冷却後、マルテンサイトやベイナイトの組織が得られないため、一様伸びが低下する。一方、加熱温度がAc1+50℃を超えると、オーステナイトの量が多くなりすぎ、集合組織が破壊され、円周方向及び軸方向におけるr値が高められない。更に、オ−ステナイト中のC濃度が小さくなり、その後の冷却において、マルテンサイトやベイナイトが生成されない。
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御し、連続鋳造によって下記表1に示す化学成分組成のスラブを作製した。そして、スラブを再加熱して熱間圧延することで所定の板厚とした後、この鋼板を成形して電縫溶接する方法により、63.5φ×2.2mmtのサイズとされた鋼管を製造した。次いで、この鋼管を、各鋼(下記表1を参照)のAc3以上である950℃に加熱した後、冷却するノルマ熱処理を施した。次いで、下記表2に示す各製造条件で、冷間での伸管加工を行った後、更に熱処理を施し、本発明(鋼番号1〜12)及び比較鋼(鋼番号13〜18)の鋼管の各鋼管を製造した。
上記方法によって製造した各鋼管について、以下のような評価試験を行った。
上記方法で得られた各鋼管について、金属組織を光学顕微鏡で観察した。また、鋼管の1/2肉厚における板面の各方位のX線ランダム強度比を、X線回折によって測定した。
各鋼管の軸方向の一様伸びについては、軸方向を長手方向とするJIS Z 2201の12号円弧上試験片によって、サンプル毎に測定した。
また、鋼管の軸方向におけるr値(ランクフォード値)であるrLは、軸方向を長手方向とするJIS Z 2201の12号円弧状試験片に10%の引張ひずみを与え、長手方向と幅方向の形状及びひずみの変化から算出した。また、鋼管の円周方向におけるr値であるrCは、鋼管を切断してプレス等で平板状とし、円周方向を長手方向とするJIS Z 2201の13B号試験片を採取し、10%の引張ひずみを与え、長手方向と幅方向の形状及びひずみの変化から算出した。
各鋼管の加工性の評価については、以下のようなハイドロフォーム加工を用いた方法で行なった。
まず、鋼管に10mmφのスクライブドサークルを転写して内圧と軸押し量を制御し、円周方向への張り出し成形を行なった。そして、バースト直前における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、軸方向のひずみと円周方向のひずみを測定した。
表1及び表2に示すように、本発明で規定する各製造条件によって得られ、本発明で規定する化学成分組成及び金属組織を有する、本発明鋼(鋼番号1〜12)の各鋼管は、何れも良好な集合組織とr値並びに一様伸びを示し、また、ハイドロフォーム加工時の最大拡管率が高く、良好な加工性を有することが明らかとなった。
鋼番号13の鋼管は、伸管加工時の減面率が低いため、r値が低く最大拡管率が低下し、加工性が劣っている。
鋼番号14の鋼管は、伸管加工時の減面率が高すぎるため、伸管加工時に破断した。
鋼番号15の鋼管は、伸管加工時の減肉率が小さいため、r値が低く最大拡管率が低下し、加工性が劣っている。
鋼番号17の鋼管は、伸管加工後の熱処理温度が低いため、一様伸びが低く最大拡管率が低下し、加工性が劣っている。
鋼番号18の鋼管は、伸管加工後の熱処理温度が高いため、r値及び一様伸びが低く最大拡管率が低下し、加工性が劣っている。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.005〜0.50%、
Mn:0.3〜3.0%、
Al:0.001〜0.08%、
N:0.001〜0.006%
を含有し、
Si、P、S、Oの各々の含有量を、
Si:0.6%以下、
P:0.02%以下、
S:0.006%以下、
O:0.006%以下
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
シ−ム溶接部を含む当該鋼管全域の金属組織が、フェライトと、マルテンサイト又はベイナイトの一方あるいは両方とからなる複合組織であり、
前記シーム溶接部を除く当該鋼管の1/2肉厚における板面の、{111}面のX線反射面ランダム強度比が2.0〜7.0の範囲であり、{110}面のX線反射面ランダム強度比が1.0〜5.0の範囲であり、{100}面のX線反射面ランダム強度比が3.0以下であることを特徴とする加工性に優れた鋼管。 - さらに、質量%で、
Cr:0.1〜2.0%、
Mo:0.1〜2.5%、
B:0.0005〜0.0050%
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の加工性に優れた鋼管。 - 当該鋼管の軸方向におけるランクフォード値rLが1.2以上であり、当該鋼管の円周方向におけるランクフォード値rCが1.2以上であり、且つ、当該鋼管の軸方向における一様伸びが15%以上であることを特徴とする請求項1又は2に記載の加工性に優れた鋼管。
- 請求項1又は2に記載の成分組成を有する素管をAc3変態点以上の温度に加熱した後に冷却し、次いで、減面率が10〜60%の範囲となり、且つ、減肉率が1%以上となるように冷間で伸管加工した後、更に、Ac1変態点超からAc1変態点+50℃の温度範囲に30s以上の時間で加熱し、その後、1℃/s以上の速度で冷却することを特徴とする加工性に優れた鋼管の製造方法。
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