JP3307164B2 - 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法 - Google Patents
耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法Info
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- JP3307164B2 JP3307164B2 JP14320695A JP14320695A JP3307164B2 JP 3307164 B2 JP3307164 B2 JP 3307164B2 JP 14320695 A JP14320695 A JP 14320695A JP 14320695 A JP14320695 A JP 14320695A JP 3307164 B2 JP3307164 B2 JP 3307164B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車インパクトビーム
など、構造用超高張力電縫鋼管の製造方法に関する。
など、構造用超高張力電縫鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】これまで、超高張力鋼管に関しては、特
開平1-205032号、特開平4-131327号、特開平4-187319
号、特開平6-57375 号、特開平6-88129 号、特開平6-17
9913号の各公報に開示されたような方法が提案されてい
る。これらの技術は、いずれも所定の化学成分を有する
鋼を引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼帯とした
後、電縫溶接し高強度電縫鋼管を得る方法である。
開平1-205032号、特開平4-131327号、特開平4-187319
号、特開平6-57375 号、特開平6-88129 号、特開平6-17
9913号の各公報に開示されたような方法が提案されてい
る。これらの技術は、いずれも所定の化学成分を有する
鋼を引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼帯とした
後、電縫溶接し高強度電縫鋼管を得る方法である。
【０００３】
【解決しようとする課題】上記特開平1-205032号、特開
平4-131327号、特開平4-187319号、特開平6-57375 号、
特開平6-88129 号、特開平6-179913号の各公報などに示
された方法は、造管に伴い残留歪みが存在するため、そ
の実用に際しては水素遅れ割れに対する配慮が必要であ
る。
平4-131327号、特開平4-187319号、特開平6-57375 号、
特開平6-88129 号、特開平6-179913号の各公報などに示
された方法は、造管に伴い残留歪みが存在するため、そ
の実用に際しては水素遅れ割れに対する配慮が必要であ
る。
【０００４】しかし、これまでに示された方法では、水
素遅れ割れに対する配慮がなされていないか、あるいは
なされていても十分でなく、したがって超高張力鋼管の
需要拡大が制限されている。
素遅れ割れに対する配慮がなされていないか、あるいは
なされていても十分でなく、したがって超高張力鋼管の
需要拡大が制限されている。
【０００５】本発明は、水素遅れ割れという従来技術に
おける技術的課題を解決するためになされたものであ
り、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特
性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法を提供すること
を目的とする。
おける技術的課題を解決するためになされたものであ
り、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特
性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法を提供すること
を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記目的
を達成するために多くの実験的検討を行った結果、鋼成
分の調整、最適鋼帯熱処理条件及び最適造管条件の選定
（適正化）により耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力
電縫鋼管の製造が可能となる知見を得た。
を達成するために多くの実験的検討を行った結果、鋼成
分の調整、最適鋼帯熱処理条件及び最適造管条件の選定
（適正化）により耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力
電縫鋼管の製造が可能となる知見を得た。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、第１に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．
１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜
１．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．
０１〜０．０６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００
３％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物である鋼スラブを１１５０〜１３００℃
で均熱した後、このスラブに対してＡｒ3点以上を仕上
温度とする熱間圧延を施し、５００〜７００℃で巻き取
って熱延鋼帯とし、この熱延鋼帯を酸洗後冷間圧延した
後、連続焼鈍炉で８００〜９００℃に均熱加熱後急冷
し、さらに１５０〜２５０℃で焼戻し処理を行ない、得
られた鋼帯を次式を満たす幅絞り率［Ｑ］で電縫溶接な
らびにサイジングする組織面積分率で１００％の焼戻し
マルテンサイト組織または少なくとも８０％の焼戻しマ
ルテンサイト組織とフェライト組織よりなる耐水素遅れ
割れ特性に優れた引張強度９８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高
張力電縫鋼管の製造方法を提供する。
たものであり、第１に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．
１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜
１．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．
０１〜０．０６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００
３％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物である鋼スラブを１１５０〜１３００℃
で均熱した後、このスラブに対してＡｒ3点以上を仕上
温度とする熱間圧延を施し、５００〜７００℃で巻き取
って熱延鋼帯とし、この熱延鋼帯を酸洗後冷間圧延した
後、連続焼鈍炉で８００〜９００℃に均熱加熱後急冷
し、さらに１５０〜２５０℃で焼戻し処理を行ない、得
られた鋼帯を次式を満たす幅絞り率［Ｑ］で電縫溶接な
らびにサイジングする組織面積分率で１００％の焼戻し
マルテンサイト組織または少なくとも８０％の焼戻しマ
ルテンサイト組織とフェライト組織よりなる耐水素遅れ
割れ特性に優れた引張強度９８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高
張力電縫鋼管の製造方法を提供する。
【０００８】 １０００≦Ｑ／（ｔ／Ｄ） 2 ≦３０００ 但し、 Ｑ％：幅絞り率（＝［｛スリットコイル幅−π（外径−板厚）｝／π（外径−板 厚）］×１００） ｔ（ｍｍ）：板厚 Ｄ（ｍｍ）：外径
【０００９】第２に、上記第１の発明において、前記鋼
スラブが、さらに質量％で０．０５〜０．５０％のＣｕ
を含み、Ｎｉが０．１０％以下であることを特徴とする
請求項１記載の耐水素遅れ割れ特性に優れた引張強度９
８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高張力電縫鋼管の製造方法を提
供する。
スラブが、さらに質量％で０．０５〜０．５０％のＣｕ
を含み、Ｎｉが０．１０％以下であることを特徴とする
請求項１記載の耐水素遅れ割れ特性に優れた引張強度９
８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高張力電縫鋼管の製造方法を提
供する。
【００１０】
【作用】本発明は、鋼の成分組成、熱間圧延及び連続焼
鈍炉での熱処理条件、造管条件の各製造因子を総て適正
に制御してはじめて達成されるものであり、以下、本発
明について化学成分、熱間圧延条件、連続焼鈍炉での熱
処理条件、造管条件について詳細に説明する。
鈍炉での熱処理条件、造管条件の各製造因子を総て適正
に制御してはじめて達成されるものであり、以下、本発
明について化学成分、熱間圧延条件、連続焼鈍炉での熱
処理条件、造管条件について詳細に説明する。
【００１１】（１）化学成分 Ｃ： Ｃは所望のマルテンサイトを生成させ、目標とす
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１０％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１８％
を超えると、引張強度が高くなりすぎるか、あるいは焼
戻し時に析出する炭化物サイズが大きくなり、いずれに
せよ耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがってＣの含
有量を０．１０〜０．１８％とする。
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１０％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１８％
を超えると、引張強度が高くなりすぎるか、あるいは焼
戻し時に析出する炭化物サイズが大きくなり、いずれに
せよ耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがってＣの含
有量を０．１０〜０．１８％とする。
【００１２】Ｓｉ： Ｓｉは電縫溶接部の健全性を確保
するために添加され、その効果はその含有量が０．０１
〜０．５％で発揮されるため、Ｓｉの含有量を０．０１
〜０．５％とする。
するために添加され、その効果はその含有量が０．０１
〜０．５％で発揮されるため、Ｓｉの含有量を０．０１
〜０．５％とする。
【００１３】Ｍｎ： Ｍｎは所望のマルテンサイトを生
成させ、目標とする強度を確保するために必須な元素で
ある。しかし、含有量が１．０％未満であると目標とす
る９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有
量が１．９％を超える耐水素遅れ割れ特性が劣化する。
したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜１．９％とする。
成させ、目標とする強度を確保するために必須な元素で
ある。しかし、含有量が１．０％未満であると目標とす
る９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有
量が１．９％を超える耐水素遅れ割れ特性が劣化する。
したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜１．９％とする。
【００１４】Ａｌ： Ａｌは脱酸元素として添加され、
また鋼中の不純物として存在するＮをＡｌＮとして固定
し、耐水素遅れ割れ特性に有効に作用する。しかし、そ
の添加効果は０．０１％未満では発揮されず、一方０．
０６％を超えると介在物の増大により耐水素遅れ割れ特
性が劣化する。したがってＡｌの含有量を０．０１〜
０．０６％とする。
また鋼中の不純物として存在するＮをＡｌＮとして固定
し、耐水素遅れ割れ特性に有効に作用する。しかし、そ
の添加効果は０．０１％未満では発揮されず、一方０．
０６％を超えると介在物の増大により耐水素遅れ割れ特
性が劣化する。したがってＡｌの含有量を０．０１〜
０．０６％とする。
【００１５】Ｐ： Ｐは耐遅れ破壊特性を劣化させるた
め、０．０２％以下に規制することが必要である。 Ｓ： Ｓは介在物として存在し、耐水素遅れ割れ特性を
劣化させるため、０．００３％以下に規制することが必
要である。
め、０．０２％以下に規制することが必要である。 Ｓ： Ｓは介在物として存在し、耐水素遅れ割れ特性を
劣化させるため、０．００３％以下に規制することが必
要である。
【００１６】Ｎ： Ｎが０．００５％を超えて含まれる
と耐水素遅れ割れ特性が低下するため、０．００５以下
に規制することが必要がある。 Ｎｂ： Ｎｂは連続焼鈍炉における加熱時のオーステナ
イト粒成長を抑制し、マルテンサイト組織を微細化し、
耐水素遅れ割れ特性を向上させる元素である。その添加
効果は０．００５％以上で認められ、一方０．０２％を
超えて添加しても添加効果が飽和する。したがって、Ｎ
ｂを添加する場合にはその含有量を０．００５〜０．０
２とする。
と耐水素遅れ割れ特性が低下するため、０．００５以下
に規制することが必要がある。 Ｎｂ： Ｎｂは連続焼鈍炉における加熱時のオーステナ
イト粒成長を抑制し、マルテンサイト組織を微細化し、
耐水素遅れ割れ特性を向上させる元素である。その添加
効果は０．００５％以上で認められ、一方０．０２％を
超えて添加しても添加効果が飽和する。したがって、Ｎ
ｂを添加する場合にはその含有量を０．００５〜０．０
２とする。
【００１７】Ｃｕ： Ｃｕは鋼管の腐食の進行を抑制
し、かつ鋼管中への水素の侵入を抑制し、耐水素遅れ割
れ特性を向上させる元素である。その添加効果は０．０
５％以上で認められ、一方０．５０％を超えて添加して
も添加効果が飽和する。したがって、Ｃｕを添加する場
合にはその含有量を０．０５〜０．５０％とする。
し、かつ鋼管中への水素の侵入を抑制し、耐水素遅れ割
れ特性を向上させる元素である。その添加効果は０．０
５％以上で認められ、一方０．５０％を超えて添加して
も添加効果が飽和する。したがって、Ｃｕを添加する場
合にはその含有量を０．０５〜０．５０％とする。
【００１８】図１にＣｕ添加量と割れ発生限界付加歪み
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｃｕ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が増大し、水
素遅れ割れが抑制されることが理解される。
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｃｕ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が増大し、水
素遅れ割れが抑制されることが理解される。
【００１９】Ｎｉ： Ｎｉは鋳造偏析によって局所的な
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を耐水
素遅れ割れ特性の低下が著しくない０．１０％以下とす
る。
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を耐水
素遅れ割れ特性の低下が著しくない０．１０％以下とす
る。
【００２０】図２にＮｉ添加量と割れ発生限界付加歪み
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｎｉ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が減少し、水
素遅れ割れが助長されることが理解される。
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｎｉ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が減少し、水
素遅れ割れが助長されることが理解される。
【００２１】（２）熱延条件 ａ．スラブ加熱温度 スラブ加熱温度はＮｂを固溶させるために１１５０℃以
上である必要がある。スラブ加熱温度が１１５０℃に満
たないと、連続焼鈍炉における加熱時にＮｂが十分なso
lute drug 効果を発揮しないため、マルテンサイト組織
が微細とはならず、Ｎｂ添加による耐水素遅れ割れ特性
の向上効果が得られない。一方、操業性の観点からスラ
ブ加熱温度の上限を１３００℃とする。
上である必要がある。スラブ加熱温度が１１５０℃に満
たないと、連続焼鈍炉における加熱時にＮｂが十分なso
lute drug 効果を発揮しないため、マルテンサイト組織
が微細とはならず、Ｎｂ添加による耐水素遅れ割れ特性
の向上効果が得られない。一方、操業性の観点からスラ
ブ加熱温度の上限を１３００℃とする。
【００２２】ｂ．仕上圧延温度 仕上圧延温度はＡｒ3 点以上である必要がある。仕上圧
延温度がＡｒ3 点以下であると、フェライト変態部での
Nb炭窒化物の歪誘起析出により、連続焼鈍炉における加
熱時にＮｂが十分なsolute drug 効果を発揮しないた
め、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎｂ添加に
よる耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られない。
延温度がＡｒ3 点以下であると、フェライト変態部での
Nb炭窒化物の歪誘起析出により、連続焼鈍炉における加
熱時にＮｂが十分なsolute drug 効果を発揮しないた
め、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎｂ添加に
よる耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られない。
【００２３】ｃ．巻取温度 巻取温度は５００〜７００℃とする。巻取温度が７００
℃を超えるとＮｂ炭化物が粗大化し、連続焼鈍炉におけ
る加熱時に再固溶せず、十分なsolute drug 効果を発揮
しないため、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎ
ｂ添加による耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られな
い。一方、巻取温度が５００℃未満であると熱延鋼帯が
硬質化し、操業上問題となる。
℃を超えるとＮｂ炭化物が粗大化し、連続焼鈍炉におけ
る加熱時に再固溶せず、十分なsolute drug 効果を発揮
しないため、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎ
ｂ添加による耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られな
い。一方、巻取温度が５００℃未満であると熱延鋼帯が
硬質化し、操業上問題となる。
【００２４】（３）連続焼鈍炉での熱処理条件 ａ．加熱温度 連続焼鈍炉における加熱温度は８００〜９５０℃とす
る。８００℃未満では急冷後に十分な量のマルテンサイ
ト量が得られず、目標とする強度が得られない。一方、
９５０℃を越えると加熱時のオーステナイト粒粗大化に
より、微細なマルテンサイト組織が得られず、耐水素遅
れ割れ特性が低下する。
る。８００℃未満では急冷後に十分な量のマルテンサイ
ト量が得られず、目標とする強度が得られない。一方、
９５０℃を越えると加熱時のオーステナイト粒粗大化に
より、微細なマルテンサイト組織が得られず、耐水素遅
れ割れ特性が低下する。
【００２５】ｂ．焼戻し熱処理条件 加熱−急冷により得られた組織面積分率で１００％の焼
戻しマルテンサイト組織または少なくとも８０％の焼戻
しマルテンサイト組織とフェライト組織とされた鋼帯
は、１５０〜２５０℃の温度範囲で焼戻し処理を行な
う。焼戻し温度１５０℃未満ではマルテンサイト変態歪
が残存し、造管後の耐水素割れ性が低下する。一方、焼
戻し温度が２５０℃を超えると、焼戻しに伴い析出する
セメンタイト相が粗大となり、耐遅れ破壊特性が低下す
る。 （４） 電縫溶接−サイジングの造管工程における幅絞りは、鋼
管の耐水素遅れ割れ特性を良好にせしめるための重要な
要件であり、このためには幅絞り率Ｑを次式で示される
範囲内に制御した上で造管を行なう。
戻しマルテンサイト組織または少なくとも８０％の焼戻
しマルテンサイト組織とフェライト組織とされた鋼帯
は、１５０〜２５０℃の温度範囲で焼戻し処理を行な
う。焼戻し温度１５０℃未満ではマルテンサイト変態歪
が残存し、造管後の耐水素割れ性が低下する。一方、焼
戻し温度が２５０℃を超えると、焼戻しに伴い析出する
セメンタイト相が粗大となり、耐遅れ破壊特性が低下す
る。 （４） 電縫溶接−サイジングの造管工程における幅絞りは、鋼
管の耐水素遅れ割れ特性を良好にせしめるための重要な
要件であり、このためには幅絞り率Ｑを次式で示される
範囲内に制御した上で造管を行なう。
【００２６】１０００≦Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 ≦３０００ ただし、 Ｑ(%) ：幅絞り率（＝［｛スリットコイル幅−π( 外径
−板厚）} ／π（外径−板厚）］×100 ） ｔ(mm)：板厚 Ｄ(mm)：外径 図３にＱ／（ｔ/ Ｄ）2 と割れ発生限界付加歪みの関係
を示す。本発明者らは造管条件と耐水素遅れ割れ特性に
関する多くの実験的検討を行った結果、図３に示すよう
に、鋼管の割れ発生限界付加歪みは幅絞り率Ｑが１００
０（ｔ/ Ｄ）2〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間でピークを
持ち、幅絞り率をこの範囲に制御することで優れた耐水
素遅れ割れ特性を有する鋼管が得られることを見出し
た。この適性幅絞り率は製品( 板厚/ 外径) 比により異
なり、優れた耐水素遅れ割れ特性を有する鋼管を得るた
めには( 板厚/ 外径) 比ごとに異なる幅絞り率をとる必
要がある。
−板厚）} ／π（外径−板厚）］×100 ） ｔ(mm)：板厚 Ｄ(mm)：外径 図３にＱ／（ｔ/ Ｄ）2 と割れ発生限界付加歪みの関係
を示す。本発明者らは造管条件と耐水素遅れ割れ特性に
関する多くの実験的検討を行った結果、図３に示すよう
に、鋼管の割れ発生限界付加歪みは幅絞り率Ｑが１００
０（ｔ/ Ｄ）2〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間でピークを
持ち、幅絞り率をこの範囲に制御することで優れた耐水
素遅れ割れ特性を有する鋼管が得られることを見出し
た。この適性幅絞り率は製品( 板厚/ 外径) 比により異
なり、優れた耐水素遅れ割れ特性を有する鋼管を得るた
めには( 板厚/ 外径) 比ごとに異なる幅絞り率をとる必
要がある。
【００２７】鋼管の耐水素遅れ割れ特性が、幅絞り率Ｑ
＝１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間で
ピークを持つ理由は次のように考えられる。すなわち、
幅絞り率が１０００（ｔ/ Ｄ）2 に満たない場合には、
鋼管の最大残留歪みが増大し、鋼管の耐水素遅れ割れ特
性が劣化する。逆に、幅絞り率が3000( ｔ/ Ｄ)2を越え
る場合には、造管にともない造管圧延集合組織が形成さ
れ、鋼管の耐水素遅れ割れ感受性が高まり鋼管の耐水素
遅れ割れ特性が劣化する。
＝１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間で
ピークを持つ理由は次のように考えられる。すなわち、
幅絞り率が１０００（ｔ/ Ｄ）2 に満たない場合には、
鋼管の最大残留歪みが増大し、鋼管の耐水素遅れ割れ特
性が劣化する。逆に、幅絞り率が3000( ｔ/ Ｄ)2を越え
る場合には、造管にともない造管圧延集合組織が形成さ
れ、鋼管の耐水素遅れ割れ感受性が高まり鋼管の耐水素
遅れ割れ特性が劣化する。
【００２８】以上のような方法によって組織面積分率で
１００％の焼戻しマルテンサイト組織または少なくとも
８０％の焼戻しマルテンサイト組織とフェライト組織を
形成することにより、耐水素遅れ割れ特性に優れた引張
強度９８０Ｎ／ｍｍ2以上の電縫鋼管が製造される。
１００％の焼戻しマルテンサイト組織または少なくとも
８０％の焼戻しマルテンサイト組織とフェライト組織を
形成することにより、耐水素遅れ割れ特性に優れた引張
強度９８０Ｎ／ｍｍ2以上の電縫鋼管が製造される。
【００２９】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示す６種の鋼を溶製し、表２に示す
ように本発明で規定した熱延条件、連続焼鈍炉における
熱処理条件、造管条件にて３１．８ｍｍφ×１．６ｍｍ
ｔの電縫鋼管に造管した。
ように本発明で規定した熱延条件、連続焼鈍炉における
熱処理条件、造管条件にて３１．８ｍｍφ×１．６ｍｍ
ｔの電縫鋼管に造管した。
【００３０】これらの鋼管の引張強度、三点曲げ最大荷
重を測定するとともに、耐水素遅れ割れ試験を実施し
た。三点曲げ試験は押し金具半径＝１５２ｍｍ、支持ス
パン＝６００ｍｍで行った。耐水素遅れ割れ試験は、鋼
管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出し、切出し
前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪み相当の歪
みを加えた後、さらに以下の数１で示される式で計算さ
れる付加歪み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に200 時
間浸漬し割れ発生有無を調べ、割れ発生限界付加歪みを
耐水素遅れ割れ特性の指標とした。結果を表３に示す。
重を測定するとともに、耐水素遅れ割れ試験を実施し
た。三点曲げ試験は押し金具半径＝１５２ｍｍ、支持ス
パン＝６００ｍｍで行った。耐水素遅れ割れ試験は、鋼
管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出し、切出し
前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪み相当の歪
みを加えた後、さらに以下の数１で示される式で計算さ
れる付加歪み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に200 時
間浸漬し割れ発生有無を調べ、割れ発生限界付加歪みを
耐水素遅れ割れ特性の指標とした。結果を表３に示す。
【００３１】
【数１】
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】表３から理解されるように、本発明で規定
する組成を満足する鋼Ａ〜Ｅは比較鋼Ｆに比べ、割れ発
生限界歪みが高く、優れた耐水素遅れ割れ特性を示すこ
とが確認された。
する組成を満足する鋼Ａ〜Ｅは比較鋼Ｆに比べ、割れ発
生限界歪みが高く、優れた耐水素遅れ割れ特性を示すこ
とが確認された。
【００３６】（実施例２）前記した鋼Ａ〜Ｄを用いて表
４に示すような熱延条件、連続焼鈍炉における熱処理条
件、造管条件、( 板厚/ 外径) 比を種々変化させて電縫
鋼管に造管した。これらの機械特性、耐水素遅れ割れ試
験結果を表５に示す。
４に示すような熱延条件、連続焼鈍炉における熱処理条
件、造管条件、( 板厚/ 外径) 比を種々変化させて電縫
鋼管に造管した。これらの機械特性、耐水素遅れ割れ試
験結果を表５に示す。
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】表５から理解されるように、熱延条件、連
続焼鈍炉における熱処理条件、造管条件が本発明で規定
した条件を満たしている実施例の電縫鋼管は、引張強度
が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でかつ割れ発生限界歪みが高
く、優れた耐水素遅れ割れ特性を有することが確認され
た。
続焼鈍炉における熱処理条件、造管条件が本発明で規定
した条件を満たしている実施例の電縫鋼管は、引張強度
が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でかつ割れ発生限界歪みが高
く、優れた耐水素遅れ割れ特性を有することが確認され
た。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
自動車インパクトビームなどに用いられる引張強度９８
０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特性に優れた構造用
超高張力電縫鋼管を、低コストで製造することができ
る。
自動車インパクトビームなどに用いられる引張強度９８
０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特性に優れた構造用
超高張力電縫鋼管を、低コストで製造することができ
る。
【図１】Ｃｕ添加量と割れ発生限界付加歪み変化量との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図２】Ｎｉ添加量と割れ発生限界付加歪み変化量との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図３】Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 と割れ発生限界付加歪みとの
関係を示す図。
関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−346624（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−276018（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−88129（ＪＰ，Ａ) 特公 昭63−1370（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜１．９％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．
０６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物である鋼スラブを１１５０〜１３００℃で均熱した
後、このスラブに対してＡｒ3点以上を仕上温度とする
熱間圧延を施し、５００〜７００℃で巻き取って熱延鋼
帯とし、この熱延鋼帯を酸洗後冷間圧延した後、連続焼
鈍炉で８００〜９００℃に均熱加熱後急冷し、さらに１
５０〜２５０℃で焼戻し処理を行ない、得られた鋼帯を
次式を満たす幅絞り率［Ｑ］で電縫溶接ならびにサイジ
ングする組織面積分率で１００％の焼戻しマルテンサイ
ト組織または少なくとも８０％の焼戻しマルテンサイト
組織とフェライト組織よりなる耐水素遅れ割れ特性に優
れた引張強度９８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高張力電縫鋼管
の製造方法。 １０００≦Ｑ／（ｔ／Ｄ） 2 ≦３０００ 但し、 Ｑ％：幅絞り率（＝［｛スリットコイル幅−π（外径−板厚）｝／π（外径−板 厚）］×１００） ｔ（ｍｍ）：板厚 Ｄ（ｍｍ）：外径 - 【請求項２】 前記鋼スラブは、さらに質量％で０．０
５〜０．５０％のＣｕを含み、Ｎｉが０．１０％以下で
あることを特徴とする請求項１記載の耐水素遅れ割れ特
性に優れた引張強度９８０Ｎ／ｍｍ 2 以上の超高張力電
縫鋼管の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP14320695A JP3307164B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14320695A JP3307164B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08337817A JPH08337817A (ja) | 1996-12-24 |
| JP3307164B2 true JP3307164B2 (ja) | 2002-07-24 |
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ID=15333355
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| JP14320695A Expired - Fee Related JP3307164B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法 |
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| JP (1) | JP3307164B2 (ja) |
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| JP4608739B2 (ja) * | 2000-06-14 | 2011-01-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車ドア補強用鋼管の製造方法 |
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| CN103757534B (zh) * | 2013-12-27 | 2016-01-20 | 首钢总公司 | 一种具有良好凸缘焊接性能的冷轧钢板及其生产方法 |
| KR101714930B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
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-
1995
- 1995-06-09 JP JP14320695A patent/JP3307164B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH08337817A (ja) | 1996-12-24 |
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