JP3293404B2 - 高張力電縫鋼管の製造方法 - Google Patents
高張力電縫鋼管の製造方法Info
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Description
造方法に関するもので、特に、自動車構造用、機械構造
用、産業機械用等に好適な、例えば、自動車足廻り部品
のサスペンションアーム等に使用される、加工特性に優
れた引張強度 440N/mm2 以上の高張力電縫鋼管の製造方
法に関するものである。
用熱延鋼帯に関して、特開昭60-17053号公報には、所定
の化学成分組成を有する鋼を特定の組織とすることによ
り、電縫溶接後の伸び、偏平性および拡管性を良好にす
る方法や、特開昭60-21357号公報には、所定の化学成分
組成とすることにより、偏平性、拡管性、溶接ビード部
の切削性を良好にする方法(以下、先行技術1という)
が開示されている。
特公昭62-37089号公報、特公平1-43005 号公報、特公平
1-46583 号公報、特公平2-48608 号公報、特公平4-2441
8 号公報等には、所定の化学成分組成を有する鋼の組織
の構成比を特定の割合にすることによって、鋼帯の伸び
フランジ成形性を良好にする方法(以下、先行技術2と
いう)が開示されている。
構造用、機械構造、産業機械部材用電縫鋼管に要求され
ている加工性能は高く、一例として、自動車サスペンシ
ョンアーム部材に求められる加工特性も、単なる伸び、
偏平性、拡管性のみならず、曲げ特性、張出し成形性、
伸びフランジ性など多岐にわたるために、先行技術1に
よる電縫鋼管では所定形状に加工することが困難であっ
た。
のまま電縫鋼管に適用しても、造管歪みによる延性特に
一様伸び(U−E1)の低下が著しく、張出成形等の厳
しい加工を行うことが困難であった。
を解決し、サスペンションアーム等の自動車足廻り部材
に要求されている加工特性、特に、曲げ加工性、張出成
形性および伸びフランジ成形性の優れた引張強度 440N/
mm2 以上の高張力電縫鋼管の製造方法を提供することに
ある。
観点から、加工特性、特に、曲げ加工性、張出成形性お
よび伸びフランジ成形性の優れた引張強度 440N/mm2 以
上の高張力電縫鋼管の製造方法を開発すべく鋭意研究を
重ねた。その結果、鋼成分の調整および最適熱延条件の
適正化を図って、鋼の結晶組織を、単に組織の構成比の
みならず、その分散状態を特定の組織に制御することに
より、造管歪みによる延性の低下を抑制し、強度および
加工特性のバランスが従来鋼よりも極めて優れた電縫鋼
管を製造し得ることを知見した。
ものであって、この出願の請求項1に記載の発明は、炭
素(C) : 0.01 〜0.10wt.%、シリコン(Si)
: 0.005〜1.0 wt.%、マンガン(Mn) : 1.0 〜1.6
wt.%、アルミニウム(Al): 0.01 〜0.05wt.%、窒素(N)
: 0.001〜0.004wt.% 、硫黄(S) :
0.005wt.%以下、チタン(Ti)+ニオブ(Nb)+バナジウム
(V) : 0.01wt.% 以下、残り :鉄(Fe)およ
び不可避不純物からなるスラブを調製し、前記スラブ
を、加熱温度:1150〜1250℃、仕上げ温度:(Ar3) 〜(A
r3+50℃)で、且つ、(仕上げ温度)〜(仕上げ温度+2
0℃)の温度域で30%以上の圧下率により熱間圧延
し、次いで、直ちに80〜200 ℃/Sの冷却速度で 720〜68
0 ℃の温度域まで冷却しそして前記温度域で2〜6秒間
保持または空冷し、次いで、40〜150 ℃/Sの冷却速度で
400 〜500 ℃の範囲内の温度まで冷却し、そして、前記
範囲内の温度で巻取ることにより熱延鋼帯を調製し、得
られた熱延鋼帯を電縫溶接し、次いで、1〜10%の絞り
率でサイジングすることにより、加工特性の優れた引張
強度 440N/mm2 以上の高張力電縫鋼管を製造することに
特徴を有するものである。
求項1記載の高張力電縫鋼管の製造方法によって、フェ
ライトとベイナイトとの2相組織からなり、フェライト
相は、組織面積分率で90〜97%、残部が組織面積分
率で3〜10%のベイナイト相であり、フェライト相中
に平均粒径4μm以下のベイナイト相が20個/10 4
μm 2 以上分散した組織からなる高張力電縫鋼管を製造
することに特徴を有するものである。
分組成を、上述した範囲内に限定した理由について述べ
る。 (1) 炭素(C) :Cは、所望のベイナイトを生成させ、目
標とする組織を確保するために必須の元素である。C含
有量は、造管歪みによる延性の低下が少なく、且つ、加
工特性の優れた電縫鋼管を得る観点から、0.01〜0.10w
t.%の範囲内に限定すべきである。C含有量が 0.01 wt.
%未満でも、また、0.10wt.%を超えても、造管歪みによ
る延性の低下が大になり、強度および加工特性のバラン
スに優れた電縫鋼管を製造することができない。
生成を促進し、所望のフェライト量を確保するために必
須の元素である。Si含有量が 0.005wt.%未満では、上述
した効果が得られず、一方、Si含有量が1.0 wt.%を超え
ると、電縫溶接部の加工特性が劣化する。従って、Si含
有量は、0.005 〜1.0wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。
トを生成させ、目標とする組織を確保するための必須元
素である。Mn含有量は、ベイナイトが微細に分散した組
織とする観点から 1.0〜1.6 wt.%の範囲内に限定すべき
である。Mn含有量が 1.0wt.%未満では、パーライト変態
が起こり、一方、Mn含有量が1.6 wt.%を超えるとフェラ
イト変態が抑制され、いづれも所望の組織が得られず、
造管による延性の低下が大になる。
めの有効な元素である。しかしながら、Al含有量が0.01
wt.%未満では所望の効果が得られず、一方、Al含有量が
0.05wt.%を超えると、介在物の増加により加工性が劣化
する。従って、Al含有量は、0.01〜0.05wt.%の範囲内に
限定すべきである。
劣化させる。従って、S 含有量は0.005wt.% 以下に限定
すべきである。
(V) :Ti、NbおよびV には、造管歪みによる延性低下を
大にする作用があり、その総量が0.01wt.%を超えると、
上記延性低下が大になる。従って、Ti+Nb+V は 0.01w
t.% 以下に限定すべきである。
せ、仕上げスタンド間でのオーステナイト粒の成長を抑
制し、微細なベイナイト組織とする作用があり、そのた
めに、0.001wt.% 以上含有されていることが必要であ
る。一方、N 含有量が0.004wt.% を超えると、歪み時効
により延性が低下する。従って、N 含有量は、 0.001〜
0.004wt.% の範囲内に限定すべきである。
延条件を、上述した範囲内に限定した理由について述べ
る。 (a) スラブ加熱温度:ベイナイト相を微細に分散させる
ためには、初期γ粒径を粗大化させてはならない。従っ
て、初期γ粒径の粗大化が顕著になる1250℃を加熱温度
の上限とする。一方、後述する仕上げ圧延温度を狭い温
度域において安定的に確保するためには、スラブ加熱温
度を1150℃以上とすることが必要である。スラブ加熱温
度が1150℃未満では、コイル内での仕上げ圧延温度偏差
が大になり、仕上げ圧延温度を所望の温度域において、
安定して確保することが困難になる。従って、スラブ加
熱温度は、1150〜1250℃の範囲内に限定すべきである。
ーステナイト相の極端な微細化とオーステナイト相の極
限的強加工が必須であり、そのために、仕上げ圧延温度
を、Ar3 変態点直上の極めて狭い温度域即ち(Ar3) 〜(A
r3+50℃) の範囲内に制御することが必要である。仕上
げ圧延温度が(Ar3+50℃) を超えると、ベイナイト相の
分散が粗になり、造管歪みによる延性の低下、および、
造管後の加工性の劣化が大になる。一方、仕上げ圧延温
度が(Ar3) 未満では、混粒組織となって、造管歪みによ
る延性の低下、および、造管後の加工性の劣化が大にな
る。
は、更に、熱間圧延終了直前における強圧下が必要であ
る。本発明鋼においては、オーステナイト相の再結晶を
抑制するマイクロアロイを添加していないので、特に、
仕上げ圧延温度直上の温度で強圧下を行わないと、微細
に分散したベイナイト相が得られない。
る温度とベイナイト分散個数との関係を示すグラフであ
る。図1から明らかなように、圧下率が30% となる温度
の低下に伴ってベイナイト相は微細に分散し、(仕上げ
温度+20℃)以下でベイナイト相密度が20個/104μm2
以上になる。従って、(仕上げ温度)〜(仕上げ温度+
20℃)の温度域で30%以上の圧下率により熱間圧延す
ることが必要である。
速度で 720〜680 ℃の温度域まで急冷する必要がある。
冷却速度を80℃/S以上とすることにより、フェライト相
と微細に分散したベイナイトの混合組織が得られる。冷
却速度が80℃/S未満では、ベイナイト相密度が20個/1
04μm2以上にはならない。なお、冷却速度の上限は、操
業性の観点から200 ℃/Sに定めた。
のフェライトを確保するために必要である。保持または
空冷温度が 720℃を超えるかまたは680 ℃未満では、9
0%以上のフェライト量が得られない。同様に、保持ま
たは空冷時間が2秒未満でも90%以上のフェライト量
が得られない。一方、保持または空冷時間が6秒を超え
ると、フェライト量が97%を超え、造管歪みによる延
性の低下および造管後の加工性の劣化が大になる。従っ
て、保持または空冷時間は、2〜6秒の範囲に限定すべ
きである。
件は、パーライトが生成しない条件により定まる。冷却
速度が40℃/S未満では、パーライトが生成し、鋼管の強
度−加工特性バランスが低下する。冷却速度の上限は、
操業性の観点から150 ℃/Sに定めた。
とするために、巻取り温度は 400〜500 ℃の範囲内に限
定すべきである。巻取り温度が 500℃を超えると、パー
ライトが生成するために、造管歪みによる延性の低下が
大になる。一方、巻取り温度が 400℃未満では、マルテ
ンサイトが生成し、鋼帯での強度が増すことにより、造
管歪みによる延性の低下および造管後の加工性の劣化が
大になる。
は、鋼帯のミクロ組織に加えて、サイジングの歪み量の
影響も受ける。サイジングの幅絞り率が10% を超えると
延性の低下が著しくなる。一方、幅絞り率が1%に満た
ないと歪みの入り方が円周方向で不均一になり加工性が
劣化する。従って、サイジングの幅絞り率は1〜10%の
範囲内に限定すべきである。なお、幅絞り率は、次式に
よって求めた。 {〔スリットコイル幅−π(外径−板厚)〕/π(外径
−板厚)}×100(%)
ト相中に平均粒径5μm 以下のベイナイト相が20個/104
μm2以上分散した組織を有し、サイジングの幅絞り率が
1〜10%である電縫鋼管が得られる。このようにして得
られた電縫鋼管が、造管歪みによる延性の低下量が小さ
く、且つ、造管後に優れた加工特性を有する理由は、次
のように考えられる。
ライト分率が高いものほど延性が高い。しかしながら、
プレーンなフェライト組織の場合は、造管等の加工硬化
に伴う延性低下が著しい。その理由は、加工時に活動す
る転位がすべり面に沿って均一にすべり加工を起こすた
めであると考えられる。これに対して、3〜10%のベ
イナイト相を微細に分散させると、転位のすべりが不均
一に起こり、ある程度加工が進行しても、可動転位密度
が高く、従って、延性の低下が抑制される。
工特性は、鋼帯の延性の高低だけでは決まらず、鋼帯の
組織を前述のようなベイナイト相を微細に分散させたミ
クロ組織とすることで、造管歪みによる延性低下量が小
さくなり、且つ、従来よりも強度−加工特性のバランス
の優れた高張力電縫鋼管が得られる。これらの効果は、
ベイナイトをフェライト中に微細に分散させた場合に著
しく第2相がパーライトの場合には認められない。
U-E1の低下量との関係を示すグラフである。図2から明
らかなように、ベイナイト相の分散が20個/104μm2を超
えると、造管歪みによるU-E1の低下量が10%未満にな
り、造管後も高い延性が示されている。
例と対比しながら更に説明する。 〔実施例1〕表1に示すこの発明の範囲内の化学成分組
成を有する鋼A〜Dおよびこの発明の範囲外の化学成分
組成を有する鋼Eを転炉によって溶製し、次いで、連続
鋳造によってスラブとなし、得られたスラブを表2に示
すこの発明の条件により熱間圧延して熱延鋼帯を調製
し、得られた熱延鋼帯を電縫溶接して60.5φ×2.6mmtの
電縫鋼管となし、かくして、試験用鋼管No. 1〜5を調
製した。
し、得られた試験片に対し、C方向引張り試験(JIS 5
号)、球頭張出試験(ポンチ径:50mm)および打抜き穴
拡げ試験(穴径:10mm、60°円錐ポンチ)を実施した。
更に、上記試験用鋼管に対し曲げ半径200Rで曲げ加工を
施し、このような曲げ加工の施された鋼管から展開試験
片を採取し、曲げ最外周部で球頭張出試験および打抜き
穴拡げ試験を実施した。これらの試験結果を表3に示
す。
囲内の化学成分組成を有する本発明例No. 1〜4は、本
発明の範囲外の比較例No. 5に比べて、何れも造管歪み
による延性の低下が小さく、特に、U−E1(鋼板の一
様伸びー鋼管の一様伸び)の低下量は10%未満で、優
れた曲げ加工性、張出成形性および伸びフランジ成形性
を有しており、更に、造管後曲げ加工を施した管の加工
性も優れていた。
の化学成分組成を有する鋼A〜Dを使用し、表4に示す
この発明の範囲内および範囲外の条件により熱延および
造管して、60.5φ×2.6mmtの電縫鋼管となし、かくし
て、試験用鋼管No. 6〜25を調製した。
8, 23, 24は本発明例であり、No.8〜10, 14〜16, 19〜2
2および25は比較例である。比較例No.8, 9 は中間保持
時間およびフェライト分率が本発明の範囲外であり、比
較例No.8は更にベイナイト分散個数が本発明の範囲外で
ある。比較例No.10 は絞り率が本発明の範囲外である。
比較例No.13 〜15は仕上げ温度およびベイナイト分散個
数が本発明の範囲外であり、比較例No.14 は更にフェラ
イト分率が本発明の範囲外である。
イト分散個数が本発明の範囲外であり、比較例No.20 は
更に仕上げ温度が本発明の範囲外である。比較例No.21
は中間保持温度、フェライト分率およびベイナイト分散
個数が本発明の範囲外であり、比較例No.22 は巻取り温
度およびパーライト相であることが本発明の範囲外であ
る。そして、比較例No.25 は巻取り温度およびパーライ
ト相であることが本発明の範囲外である。
鋼管に対し、前述したように、C方向引張り試験、球頭
張出試験および打抜き穴拡げ試験を実施し、更に、上記
試験用鋼管に対し曲げ加工を施した上、球頭張出試験お
よび打抜き穴拡げ試験を実施した。これらの試験結果を
表5に示す。
よびミクロ組織が本発明の範囲の条件を満たしている本
発明例は、造管歪みによる延性の低下が小さく、特に、
U−E1(鋼板の一様伸びー鋼管の一様伸び)の低下量
が10%未満で、優れた曲げ加工性、張出成形性および
伸びフランジ成形性を有しており、更に、造管後曲げ加
工を施した管の加工性も優れていた。
造管後に熱処理等を施すことなく、サスペンションアー
ム等の自動車足廻り部材に要求されている加工特性、特
に、曲げ加工性、張出成形性および伸びフランジ成形性
の優れた、引張強度 440N/mm2以上の高張力電縫鋼管を
製造することができる工業上有用な効果がもたらされ
る。
ナイト分散個数との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】炭素(C) : 0.01 〜0.10wt.%、 シリコン(Si) : 0.005〜1.0 wt.%、 マンガン(Mn) : 1.0 〜1.6 wt.%、 アルミニウム(Al): 0.01 〜0.05wt.%、 窒素(N) : 0.001〜0.004wt.% 、 硫黄(S) : 0.005wt.%以下、 チタン(Ti)+ニオブ(Nb)+バナジウム(V) : 0.01wt.%
以下、 残り :鉄(Fe)および不可避不純物からなる
スラブを調製し、 前記スラブを、加熱温度:1150〜1250℃、仕上げ温度:
(Ar3) 〜(Ar3+50℃)で、且つ、(仕上げ温度)〜(仕
上げ温度+20℃)の温度域で30%以上の圧下率により
熱間圧延し、 次いで、直ちに80〜200 ℃/Sの冷却速度で 720〜680 ℃
の温度域まで冷却しそして前記温度域で2〜6秒間保持
または空冷し、次いで、40〜150 ℃/Sの冷却速度で 400
〜500 ℃の範囲内の温度まで冷却し、そして、前記範囲
内の温度で巻取ることにより熱延鋼帯を調製し、 得られた熱延鋼帯を電縫溶接し、次いで、1〜10%の絞
り率でサイジングすることにより、加工特性の優れた引
張強度440 N/mm2 以上の高張力電縫鋼管を製造すること
を特徴とする、高張力電縫鋼管の製造方法。 - 【請求項2】 フェライトとベイナイトとの2相組織か
らなり、フェライト相は、組織面積分率で90〜97
%、残部が組織面積分率で3〜10%のベイナイト相で
あり、フェライト相中に平均粒径4μm以下のベイナイ
ト相が20個/10 4 μm 2 以上分散した組織からなる、
請求項1記載の高張力電縫鋼管の製造方法。
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JP11370395A JP3293404B2 (ja) | 1995-04-14 | 1995-04-14 | 高張力電縫鋼管の製造方法 |
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JP11370395A JP3293404B2 (ja) | 1995-04-14 | 1995-04-14 | 高張力電縫鋼管の製造方法 |
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JPH08283852A JPH08283852A (ja) | 1996-10-29 |
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1995
- 1995-04-14 JP JP11370395A patent/JP3293404B2/ja not_active Expired - Fee Related
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