JP3544455B2

JP3544455B2 - 継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法

Info

Publication number: JP3544455B2
Application number: JP20981897A
Authority: JP
Inventors: 昌樹宮本; 隆則青田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 1997-07-19
Filing date: 1997-07-19
Publication date: 2004-07-21
Anticipated expiration: 2017-07-19
Also published as: JPH1136017A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐力比に優れる高周波焼入れ可能な継目無高強度非調質鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
産業車両や建設機械等のシャフト類、シリンダー類用として使用されている継目無鋼管としては、従来の炭素鋼に調質を施したものから調質を省略した非調質鋼管が採用されており、例えば特開平５−２０２４４７号に提案の発明がある。この提案では、強度を各合金元素の寄与率を足し合わせて整理した炭素当量において上限を設けており、引張強度は８８２Ｎ／ｍｍ^２以下に限定される。しかし近年では、さらなる軽量化すなわち強度を上昇させることにより薄肉化への要求が高まっており、当該特許ではこの要求に限りがある。
【０００３】
引張強度８８２Ｎ／ｍｍ^２以上の非調質鋼管に関するものとしては、例えば特開平４−３５８０２５号および特開平８−１００２１４号に提案の発明がある。ここで耐摩耗性、耐かじり性および高疲労強度が要求される場合には表面を高周波焼入れされるが、当該提案のＣ量の上限は０．３０％である。高周波焼入れとして要求される表面硬さはＣ量で決まり、一般的に０３５％以上が必要とされるが、当該特許のＣ量では満足できない。
【０００４】
また非調質鋼は、調質鋼に比べて一般的に耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が低い。０．２％耐力あるいは降伏強さはＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの関係から結晶粒を微細化することで改善されることは知られており、前記提案ではＴｉおよびＮｂの添加により炭窒化物を形成させ、熱間圧延時の結晶粒の粗大化を防止している。しかしこれらの元素は高価であることからコストアップの要因となっており、また改善されたとしても調質鋼の耐力比（０．７５以上）には及ばない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記問題を解決するものであって、成分および製造条件を限定することにより、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上である高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管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】
上記のように、ＴｉやＮｂなどの高価な元素を添加したとしても調質鋼並みの耐力比が得られないことから、本発明者らは化学成分および製造方法の種々検討を行った結果、下記に示す成分および製造方法により、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつＴｉおよびＮｂを添加しなくとも耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を発明した。
【０００７】
すなわち、上記の課題を解決するための請求項１の発明の手段は、
質量比にして、C:0.35〜0.45%、Si:0.10〜0.80%、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30%、Al:0.01〜0.05%、N:0.008〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq)が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C≦6.0であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷することを特徴とする。
【０００８】
以下に成分の限定理由を述べる。
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、高周波焼入れ硬さと強度を確保するために０．３５％以上を必要とする。
しかし、多すぎると靭性が低下するため０．４５％を上限とした。
【０００９】
Ｓｉ：０．０５〜０．８％
Ｓｉは、溶製時の脱酸材であるとともにフェライト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確保するために添加され、０．０５％未満ではその効果が不足し、多すぎると靭性及び被削性を劣化させるため上限を０．８％とする。
【００１０】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸材であるとともにフェライト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確保させるために１．２％以上を必要とする。しかし、多すぎると靭性が劣化し、またベイナイト組織を生じて残留オーステナイトの存在によりかえって耐力比も低下するので、２．０％を上限とする。
【００１１】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓを添加するとフェライト強化元素であるＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼中に固溶するＭｎ量が低下するために降伏強度が低下し、また後述する温度範囲では鋼管の内面キズの要因となり易いため、Ｓの上限を０．０２％以下とする必要がある。
【００１２】
Ｃｒ：０．３〜０．８％
Ｃｒは、Ｍｎと同様にフェライト中に固溶して強度（特に降伏強度）を確保するのに必要な元素であるが、その効果を発揮するには０．３％以上を必要とする。しかし、多すぎるとベイナイト組織を現出させて耐力比を低下させ、靱性も劣化するので０．８％を上限とする。
【００１３】
Ｖ：０．０５〜０．３％
Ｖは、微細な炭窒化物を析出して強度を確保するのに重要な元素であり、０．０５％未満ではその作用が不足する。多量に添加してもその効果は飽和し、コストアップとなることから０．３％を上限とする。
【００１４】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、ＭｎおよびＳｉと同様に溶製時の脱酸材であるとともに、Ｎと結合してＡｌＮを生成させて結晶粒粗大化を防止するのに必須の元素である。特に熱間連続穿孔圧延にて素管に圧延した際、仕上げ圧延を行うには変形抵抗低減のために再熱させる必要があり、その際の結晶粒粗大化を防止するのに必要である。Ａｌが０．０１％より少ないと上記効果は期待できず、多量に添加すると介在物を生成して機械的特性に悪影響を及ぼすので上限を０．０５％とする。
【００１５】
Ｎ：０．００８〜０．０５０％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成させて結晶粒粗大化防止に必須の元素であり、０．００８％以上を必要とする。しかし、多量に添加すると、熱間加工性および機械的性質を劣化させるので０．０５０％を上限とする。
【００１６】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋１／７Ｓｉ＋１／５Ｍｎ＋１／９Ｃｒ＋１／２Ｖ≧０．８３
以上に示した成分の限定に加え、引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２を有するために上記の式で与えられる炭素当量（Ｃｅｑ）を０．８３以上に制限する。
【００１７】
（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃ ≦６．０
上記成分範囲では、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの成分バランスにおいてフェライト・パーライト組織もしくはベイナイト組織を現出する可能性がある。特にベイナイト組織が現出すると残留オーステナイトの存在により耐力比を低下させる。発明者らは、ベイナイトが生成する要因としてＭｎおよびＣｒの添加がベイナイト組織を現出させ、Ｃの添加がそれを抑制することを見出し、ベイナイト組織を現出させない（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃ ≦６．０に限定する。
【００１８】
ここで継目無鋼管の製造方法は、以下に要約される。鋼片を加熱した後、ピアシングミルにて穿孔し、マンドレルバーを挿入して延伸圧延を行い、素管を製造する。この後、外径絞り機等により定型圧延を行うが、素管製造段階で温度が低下しており、また温度分布が均一でないため、均熱のために再熱炉へ挿入される。所定の温度へ再熱された後、外径絞り機等により定型圧延を行った後、空冷される。本発明者らはこの製造条件において、耐力比におよぼす加熱温度及び再熱温度の影響を確認することにより、耐力比に優れる製造条件を検討した。
【００１９】
鋼片の加熱温度は、Ｃ、Ｃｒ、Ｖを固溶させ、穿孔時の変形抵抗低減およびキズの問題から１１００℃以上にする必要がある。しかし加熱温度を高すぎると結晶粒粗大化防止として作用するＡｌＮが固溶してしまうため、圧延前の結晶粒が粗大化し、また素管圧延の仕上がり温度が高くなるために結晶粒粗大化を助長させ、その結果として耐力比が低下するので上限を１２００℃以下とする必要がある。
【００２０】
素管圧延を行った後、定型圧延を行うため均熱を施すが、その際の温度が低いと変形抵抗が高くなるので形状が不定形になり、またフェライト面積率が増加して強度が低下するので、９５０ ℃以上を必要とする。しかし再熱温度を高くしすぎるとＡｌＮが粗大化して結晶粒粗大化のピン止めとしての作用が薄れるために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下し、また酸化スケールを生じて表面性状を劣化させるので、１０００℃を上限とする。
【００２１】
【発明実施の形態】
本発明は、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ調質鋼並みの耐力比０．７５以上が得られ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を得るものである。
【００２２】
したがって、本発明を実施するには、質量比にして、C:0.35〜0.45%、Si:0.10〜0.80%、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30%、Al:0.01〜0.05%、N:0.008〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq)が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C≦6.0であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷する必要がある。
【００２３】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を真空溶解炉にて１ｔ鋼塊を溶製し、φ１４０ｍｍ鋼片へ鍛伸した。これらの鋼片を１１８０℃に加熱した後、ピアシングミルにて外径φ１３８ｍｍ ×肉厚２５ｍｍへ穿孔圧延し、マンドレルバーを挿入してトランスバルエロンゲーターにて外径φ１２１ｍｍ ×肉厚１９ｍｍに延伸圧延した。その後、再熱炉にて９８０ ℃に均熱してシンキングミルおよびサイザーにより外径φ１０５ｍｍ ×肉厚２０ｍｍへ外径絞り圧延を行って空冷した。
【００２４】
【表１】

【００２５】
表１において、番号１〜３は発明鋼であり、番号４〜１２は比較鋼である。比較項において、下線で示す番号４はＳが上限以上であり、番号５および６はＣがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号５は（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃが６．０以上である。番号７および８はＭｎがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号８は（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃが６．０以上である。番号９および１０は、Ｃｒがそれぞれ下限以下および上限以上である。番号１１、１２、１３および１４は、それぞれＳｉ、Ａｌ、ＶおよびＮが下限以下である。
【００２６】
【表２】

【００２７】
これら管材において圧延方向と平行に引張試験片（ＪＩＳ４号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ３号）を割り出して試験を行い、同時に光学顕微鏡にてミクロ組織観察も行った。これら試験結果を表２に示す。番号１〜３はすべて引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２以上、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２以上を満足しており、また耐力比も０．７５以上と高い。番号４および５は引張強度および衝撃値は満足しているものの、耐力比が低い。特に番号５はベイナイト組織が現出して残留オーステナイトが存在するために耐力比が低下している。番号６〜１４は、引張強度は満足しているものの、耐力比が低く、また衝撃値も目標値を達成していない。
【００２８】
【表３】

【００２９】
ここで熱間圧延条件を変えて実施した例について説明する。表３に番号１の鋼の熱間圧延において、鋼片の加熱温度（抽出温度）および再熱炉の温度を変えたときの、引張強さ、０．２％耐力および耐力比を示す。
【００３０】
番号１’は番号１の鋼の熱間圧延における鋼片の加熱温度を１２３０℃としたもので、番号１に比べて鋼片加熱時の温度が高いので結晶粒粗大化のピン止めとして作用するＡｌＮが固溶してしまったために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと思われる。番号１”は番号１の鋼片の再熱炉の温度出側の温度を１０３０℃としたものでＡｌＮが粗大化してピン止め作用が薄れたために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと考えられる。
【００３１】
【発明の効果】
この発明によれば、引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２以上を満足し、高周波焼入れ用途にも適用可能な非調質鋼管が提供できることから、従来の鋼管の薄肉化はもちろん、棒鋼を中空化することにより大幅な軽量化およびコストダウンが可能となる。

Claims

質量比にして、C:0.35〜0.45%、Si:0.10〜0.80%、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30%、Al:0.01〜0.05%、N:0.008〜0.050%、を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq)が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C≦6.0であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を、1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷することを特徴とする継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法。