JP3563988B2 - 液圧成形性に優れた高強度鋼管 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、液圧成形に用いた場合に優れた成形性を示す高強度鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
金属製の管を所定の金型にて保持した後、内部に液体を満たし、その液体の圧力を必要な値に制御することによって、あるいはそれに加えて、管の端面を押し込んでいくことによって所望の形状に膨出成形する加工方法が、液圧バルジ加工、または、ハイドロフォーム加工として知られている。
【０００３】
従来この加工方法は、配管用突き合わせ溶接継手や自転車のフレームの接続部材などの製造に専ら用いられていたが、最近、板材を曲げ加工などした複数部品を組み合わせて閉断面を有する形状に作られている部品などを、該加工方法によって管材から作製した部品に置換しようとする試みを中心に、自動車部品への適用が検討されるようになってきた。
【０００４】
その結果、溶接用継手や自転車のフレーム部材では、被接続管と同材質管を用いることが一般的であったため、ほとんど検討されて来なかった素管の材質が問題とされるようになってきた。
【０００５】
ところで、自動車部品に求められる代表的要素は軽量かつ高剛性であり、これを適えるには、部品用素材、すなわち加工用素管は、高強度鋼から成る薄肉管であることが望ましい。しかし、一般に、鋼の高強度化は延性の劣化を伴うため、高強度鋼を用いることは、管の液圧による膨出成形性の劣化に繋がることが多い。そこで同強度の鋼管の中で少しでも液圧による膨出成形性に優れた鋼管を得るためには延性に優れた鋼を用いて鋼管を作製することが有利となる。
【０００６】
そのような高強度高延性鋼のひとつとして、残留オーステナイト相（以下、γ_Ｒ）の変態誘起塑性（以下、ＴＲＩＰ）を利用するいわゆるＴＲＩＰ鋼が知られており、鋼板や鋼管の製造方法が提案されている。
【０００７】
例えば特開昭６１−１５７６２５号公報にはＴＲＩＰ薄鋼板を得るための製造方法が開示されている。特開平６−８８１２９号公報には曲げ特性を向上させた高強度ＴＲＩＰ鋼鋼管の製造方法が記載されている。一方、ＴＲＩＰ鋼鋼管ではないが類似の例として特開平１０−８８２７８号公報には、組織をフェライト相とベイナイト相の二層複合にすることによって液圧バルジ成形性に優れた電縫鋼管を得る方法が、特開平６−１５８１６３号公報には、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織化による耐摩耗性に優れた鋼管の製造方法が述べられている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、液圧成形にはＴＲＩＰ鋼鋼管が適しているとの考えに基づいて化学成分や「強度と伸びの積」（以下、強度延性バランス）、および「γ_Ｒの体積百分率」（以下、Ｖ_ｇ）の異なる複数のＴＲＩＰ鋼鋼管を用いて液圧成形試験を行った。その結果、強度延性バランスが高いことの重要性に加えて、Ｖ_ｇがほとんど同じであっても液圧成形性が大きく異なる場合のあることを見出した。このことは、「Ｖ_ｇが多ければＴＲＩＰ現象の発現が増え、それによってより大きな延性が得られ高成形性をもたらす」とする従来薄鋼板の成形分野で用いられていたＴＲＩＰ鋼の評価指標のみでは管の液圧成形性は計れないことを意味しているものと思われる。すなわち、管の液圧成形の場合にはＶ_ｇの大小のみならずγ_Ｒの特性自体もが成形性に関与していると考えられるのだが、このような視点に立って液圧成形用の高強度鋼管について検討した例は見当たらない。
【０００９】
特開昭６１−１５７６２５号公報ではγ_Ｒの特性についての検討は為されておらず、かつ鋼管としての使用に関する記載もない。特開平６−８８１２９号公報の発明は、残留応力を低減させて曲げ特性の向上を図るために所定量以上のＶ_ｇを確保することを提案したものであるが、γ_Ｒの特性についての検討は全く行われていない。また特開平１０−８８２７８号公報や特開平６−１５８１６３号公報にはγ_Ｒに関する記述は為されていない。管状試験片での強度延性バランスに言及した例も見当たらない。
【００１０】
そこで本発明は、液圧成形に用いた場合に優れた成形性を示す高強度鋼管を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは管状態での強度延性バランスと、どのような特性を有するγ_Ｒが液圧成形性にとって有効であるのかを詳細に検討し、必要な強度延性バランス量を明らかにするとともに、更に加えてＶ_ｇとγ_Ｒ特性が適切に組み合わされている場合に優れた液圧成形性を示すことを見出すに至った。
【００１２】
すなわち本発明は、
（１） 質量百分率にて、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％
を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、管状試験片による引張強度と伸びの積が１５０００［ＭＰａ・％］以上であり、加えて体積百分率にて２．５％以上の残留オーステナイト相を有し、かつ残留オーステナイト相中のＣ濃度が全体平均値の５倍以上であることを特徴とする液圧成形性に優れた高強度鋼管。
【００１３】
および、
（２） 上記に加えてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を質量百分率の合計で３％以下含有することを特徴とする液圧成形性に優れた高強度鋼管。
を要旨とするものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明を見出すに至った実験について説明する。
まず質量百分率（以下、％）でＣ：０．１５％、Ｓｉ：１．９５％、Ｍｎ：１．７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼を常法に基づいて１．６ｍｍの冷延鋼板とした。これを８３０℃に６０秒間保持後７００℃まで１０℃／秒で除冷、更に４００℃まで６５℃／秒で急冷し、引き続き同温度に１０秒間〜１０００秒間保持し、以後空冷した。次に所定の寸法に切断し、歪の導入が円周方向で出来るだけ均一となるようにしてＶ_ｇとγ_Ｒの異なった短尺鋼管を多数作製した。鋼管の仕上がり寸法は６０．５φ×３００ｍｍであり、シーム部はレーザーにて溶接した。同じ条件で熱処理した鋼管を複数本ずつ用意し、管状試験片（ＪＩＳ１１号試験片）での引張強度と伸びの測定、Ｖ_ｇの定量、γ_Ｒの特性の調査、および成形性の評価に供した。
【００１５】
液圧成形試験は、図１にその主要部分の断面図を模式的に示す装置を用いて行った。金型形状は上金型１及び下金型４から成るＴ型継手とし、溶接線が膨出方向と１８０°をなすように鋼管（成形前の鋼管の断面２を示す）をセットして軸押し込み用シリンダー５を押し込み、成形を開始した。軸押し込み量は両側とも１０ｍｍとし、内圧は軸押し込み量に比例して増加させ、成形後の鋼管の断面３が形成されるように成形した。最終負荷内圧を等間隔で段階的に高めていき管がバーストするまで行った。
【００１６】
バーストした内圧よりも一段階低い圧力で成形された管の膨出部の最大周長Ｌ_ｍａｘを求め、それを成形前の周長Ｌ_０で除した値（Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_０）を以って各々の管の成形性を評価した。
【００１７】
強度延性バランスは１９５００〜２６０００ＭＰａ・％であり、Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_０との間に相関は認められなかった。一方、（Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_０）は概ねＶ_ｇに比例して増加するが、Ｖ_ｇがほぼ同じ管であってもＬ_ｍａｘ／Ｌ_０が大きく異なることがあり、その差は最大で約２倍に達した。
【００１８】
本発明者らはこうした差違が何故生じるのかを詳細に調査した。その結果γ_Ｒ中に濃化されているＣ濃度（以下、Ｃ_ｇ）の大小がＬ_ｍａｘ／Ｌ_０の大小に極めて強い相関を持つことを見出した。そして更に鋭意研究を行った結果、管状態での強度延性バランスが１５０００ＭＰａ・％以上であり、加えてＣ_ｇが鋼全体の平均Ｃ濃度（以下Ｃ_０）の５倍以上である場合で、かつＶ_ｇが体積百分率（以下、ｖｏｌ％）で２．５以上である場合に該ＴＲＩＰ鋼鋼管は優れた液圧成形性を有するとの結論を得、本発明を完成させた。
【００１９】
以下に本発明の限定理由を述べる。
【００２０】
まず鋼材の化学成分について、
Ｃはγ_Ｒを室温で安定に存在させるために必須の元素である。γ_Ｒを２．５ｖｏｌ％以上とするためには０．０５％以上が必要であるのでこれを下限とする。一方、同０．３％超では溶接性を劣化させるのでこれを上限とする。
【００２１】
Ｓｉは脱酸元素として有効であり、かつ鋼の強化にも寄与する。しかし３．０％を越えて添加すると圧延が困難となるのでこれを上限とする。一方、本元素はオーステナイト相（以下、γ）へのＣの濃化を促進する効果を有する。その効果は０．５％以上で顕著となるので０．５％を下限とする。
【００２２】
Ｍｎは高強度化とγ_Ｒの確保に必要な元素である。しかし０．５％未満では十分な効果が得られず、一方、２．５％を越えて添加しても材質の向上は見られず、むしろ溶接欠陥の原因となり得るのでこれを上限とする。
【００２３】
その他の選択添加元素のうちＣｒ、Ｎｉ、およびＭｏは、γの安定化に寄与するのでＶ_ｇの確保には有効な元素であるため、それぞれ０．０６％、０．０８％、および０．１３％以上添加することが好ましい。ＣｕはγへのＣの濃化を助ける働きをする以外に強度調整用としても利用出来るので、０．０７％以上添加することが好ましい。Ｔｉ、Ｎｂは炭化物の形成を通しての強度調整用に有効であるので、いずれも０．０１％以上添加することが好ましい。しかしこれらの元素の添加は製造コストを高めるのみならず、過剰な添加は延性の低下に繋がるので合計での上限を３％とする。
【００２４】
実施例の中で述べるように、Ｃ_ｇ／Ｃ_０が５未満では優れた液圧成形性は得られないので残留γ中のＣ濃度の下限を全体平均の５倍とする。また、管状試験片による強度延性バランスが１５０００未満、またはＶ_ｇが２．５％未満の場合にはＣ_ｇ／Ｃ_０が５以上であっても優れた液圧成形性は得られないのでそれぞれの値を下限値とする。
【００２５】
一方、強度延性バランスが大きい程成形は容易となるのでその上限は特に定めない。
【００２６】
Ｖ_ｇとＣ_ｇはそれぞれ独立に制御出来る量ではなく他方の影響を受ける。どちらか一方を過度に高めることは他方を引き下げることに繋がり望ましくない。しかし、その上限値は鋼の化学成分や熱処理条件によって異なり、製造者が自らの製鋼能力や熱処理能力に応じて設定すれば良いものでのあるから特に限定しない。
【００２７】
本発明の鋼管の製造条件はＴＲＩＰ鋼の一般的な製造方法に準じてなされればよく、特に限定されるものではない。熱間圧延は、連続鋳造後直接、または、冷却再加熱後のいずれで為されてもよい。仕上圧延の終了温度（以下、ＦＴ）は、鋼板表層部が剪断変形を受けるのを避けるために出来ればＡｒ_３点以上とすることが望ましい。熱間圧延材から鋼管を製造する場合には圧延終了から巻き取りまでの間の温度履歴を適宜制御しＶ_ｇとＣ_ｇを所定量となるようにする。
【００２８】
冷延鋼板を用いて鋼管を製造する場合には、酸洗後に冷間圧延する。冷間圧延率は設備の能力と作業性を考慮して設定すればよく特に限定しない。望ましくは５０〜９０％とする。
【００２９】
冷延板を熱処理してＶ_ｇとＣ_ｇを制御する。まずＡｃ_１点以上に加熱・保持し、次いでＭｓ点以下の適切な温度まで冷却後保持する。この過程における温度、保持時間、および加熱・冷却の速度は多くの組み合わせが考えられるが、その中から製造設備の能力に鑑み最も効率の良いものを選択すればよい。
【００３０】
鋼管原板を所定の寸法に切断後、シーム溶接して鋼管を製造する。この際、後の成形性を出来るだけ損なわないように局所的な変形を与えないように造管することが望ましい。シーム溶接はどのような方法で行ってもよい。
【００３１】
一方、原板から鋼管を製造した後、管全体に対して熱処理を行い、組織をＴＲＩＰ鋼としても良い。また鋼管をシームレス圧延にて製造した後、熱処理する方法も可能である。
【００３２】
Ｃ_ｇが液圧成形性に影響を与える理由は必ずしも明確ではない。一般に、Ｃ_ｇが高いとγ_ＲのＭｓ点が低下しγ_Ｒの熱力学的安定度が増すことが知られている。このことはＣ_ｇの高いγ_ＲにおけるＴＲＩＰは高歪域において発現され易いことを意味している。管の液圧成形では母管に対して広い範囲の歪が負荷されることから高歪域でＴＲＩＰを示す高Ｃ_ｇのγ_Ｒを有する鋼管が優れた成形性を示すものと推測される。
【００３３】
【実施例】
本発明の実施例を比較例とともに説明する。
【００３４】
（実施例１）
質量百分率で、Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：１．９８％、Ｍｎ：１．８２％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３０％を含有する鋼片を加熱して２．６ｍｍに熱間圧延した。その際、ＦＴと巻き取り温度（以下、ＣＴ）、およびその間の冷却速度を複数の組み合わせにて行った。それらの鋼板を酸洗した後、６０．５ｍｍφの鋼管を作製した。シーム方法はＴＩＧ溶接とした。ＪＩＳ１１号引張試験片で引張強度、伸びを測定してこれらの鋼管の強度延性バランスを求めるとともに成形性を既に述べたものと同じ方法で評価した。またＶ_ｇとＣ_ｇの測定も行った。鋼管の非溶接部からその一部を切り出し、機械切削と化学研磨を施した試料に対して、Ｘ線（ＭｏのＫ_α線）を用いてフェライト相（以下、α）の（２００）面と（２１１）面、γ_Ｒの（２２０）面と（３１１）面の回折強度（積分値）を測定し、次の４式から得られる値の平均を以ってＶ_ｇ（ｖｏｌ％）とした。
【００３５】
Ｉ_{（２２０） γ}／（１．３５×Ｉ_{（２００） α}＋Ｉ_{（２２０） γ}）
Ｉ_{（２２０） γ}／（０．７０×Ｉ_{（２１１） α}＋Ｉ_{（２２０） γ}）
Ｉ_{（３１１） γ}／（１．５０×Ｉ_{（２００） α}＋Ｉ_{（３１１） γ}）
Ｉ_{（３１１） γ}／（０．７８×Ｉ_{（２１１） α}＋Ｉ_{（３１１） γ}）
ここでＩ_{（２００） α}、Ｉ_{（２１１） α}、Ｉ_{（２２０） γ}、およびＩ_{（３１１） γ}は、それぞれ、αの（２００）面、αの（２１１）面、γ_Ｒの（２２０）面、およびγ_Ｒの（３１１）面の回折強度を示す。
【００３６】
またＣ_ｇは、まずＣｕのＫ_α線によりγ_Ｒの格子定数ａ_γを精密に測定し、それを次式に代入して決定した。
【００３７】
すなわち、
Ｃ_ｇ（％）＝（ａ_γ−３．５７２）／０．０３３
である。ここでａ_γの単位はÅ（オングストローム）である。
【００３８】
表１に強度延性バランス、Ｖ_ｇ、Ｃ_ｇ、Ｃ_ｇ／Ｃ_０および成形性指標であるＬ_ｍａｘ／Ｌ_０を示す。
【００３９】
Ｎｏ．１、４、５、７および１０は本発明の範囲外である。特にＮｏ．１０は造管後５００℃に再加熱してγ_Ｒを分解させＶ_ｇをほとんど無くしたものである。このように本発明の範囲内の鋼管であればＬ_ｍａｘ／Ｌ_０が１．５以上の高い成形性を有することが明らかとなった。
【００４０】
【表１】

【００４１】
（実施例２）
表２に主要な化学成分を示す鋼片を常法に基づいて加工し１．６ｍｍの冷延鋼板とした。それらを加工して６０．５φの鋼管を作製した。シーム溶接にはレーザーを用いた。得られた鋼管を光輝焼鈍炉を用いて熱処理し、強度延性バランス、Ｖ_ｇ、およびＣ_ｇの異なるＴＲＩＰ鋼管を作り分けた。その後長さ３００ｍｍに切断し、熱処理時に生成したスケールの影響を除くため鋼管外面に金属用塗料を均一に塗布して成形試験に供した。
【００４２】
成形試験は図２にその主要部分の断面図を模式的に示す装置を用いて行った。金型形状は上金型１及び下金型４から成る単純（全周方法）拡管型とし、軸押し込み用シリンダー５の軸押し込み量は両側とも１５ｍｍとした。それ以外の成形条件、およびＶ_ｇ、Ｃ_ｇの測定は実施例１と同様である。
【００４３】
成形試験の結果をＶ_ｇおよびＣ_ｇ／Ｃ_０を座標軸として図３に示す。黒丸（●）は強度延性バランスが１５０００ＭＰａ・％以上であることを、白丸（○）はそれが１５０００ＭＰａ・％未満であることを表す。また各記号に鋼名とともに付した数値はＬ_ｍａｘ／Ｌ_０である。このように本発明の範囲内の鋼管はＬ_ｍａｘ／Ｌ_０が２．０以上の高い成形性を有することが明らかとなった。
【００４４】
【表２】

【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、液圧成形性に優れたＴＲＩＰ鋼高強度鋼管を得ることが出来る。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔ型継手の成形試験に用いた液圧成形装置の主要部分を示す模式図である。
【図２】単純拡管型の成形試験に用いた液圧成形装置の主要部分を示す模式図である。
【図３】成形性指標Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_０をＶ_ｇおよびＣ_ｇ／Ｃ_０を座標軸として示すグラフである。
【符号の説明】
１ 上金型
２ 成形前の鋼管の断面
３ 成形後の鋼管の断面
４ 下金型
５ 軸押し込み用シリンダー

Claims (2)

1. 質量百分率にて、
   Ｃ：０．０５〜０．３％、
   Ｓｉ：０．５〜３．０％、
   Ｍｎ：０．５〜２．５％
   を含み、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、管状試験片による引張強度と伸びの積が１５０００［ＭＰａ・％］以上であり、加えて体積百分率にて２．５％以上の残留オーステナイト相を有し、かつ残留オーステナイト相中のＣ濃度が全体平均値の５倍以上であることを特徴とする液圧成形性に優れた高強度鋼管。
2. Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を質量百分率の合計で３％以下含有することを特徴とする請求項１記載の液圧成形性に優れた高強度鋼管。

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