JP3925290B2 - 加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備し、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
車体の軽量化、高剛性化の観点から、サスペンションアーム、サスペンションメンバー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の自動車構造部材への高張力溶接鋼管の適用が検討されており、これらに適した高張力鋼管が強く求められている。これまでに、このような自動車構造部材に適用される高張力溶接鋼管に関する技術が種々提案されている。
【０００３】
特開平１１−２７９６９７号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒを主成分とする鋼スラブを熱延後２５０℃以下で巻取り、フェライトと残部マルテンサイト及びベイナイトからなる複合組織を有することを特徴とする電縫鋼管に関する技術が開示され、特開平１１−２７９６９９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎを主成分とする鋼スラブを熱延後６００℃以下で巻取るか、熱延後さらに酸洗、冷延、連続焼鈍した５〜１０％の準安定オーステナイトを含む複合組織を有することを特徴とする電縫鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術によれば、引張強さ（ＴＳ）が５５０〜７８０ＭＰａの範囲で比較的良好な伸び（Ｅｌ）が得られるものの、延性を確保するために１％程度のＳｉを添加していることもあり、靱性に問題がある。
【０００４】
特開平５−３０２１２１号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏを主成分とする鋼スラブを熱延、冷延、電縫造管後、焼鈍することにより、ＴＳが８１０〜９２０ＭＰａの機械電縫鋼管を得る技術が開示されている。この技術では造管後の熱処理により歪時効のために電縫溶接部の靱性が低下する点に問題がある。
【０００５】
特許第３２３５１６８号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉを主成分とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り、電縫溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−２７１８５９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｂを主成分とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り電縫溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−４３９８０号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｍｏを主成分とする熱延鋼帯を電縫溶接することを特徴とする技術が開示されている。これら技術によれば、ＴＳが６８０〜９４０ＭＰａの範囲で比較的良好な電縫溶接部靱性が得られるものの、その加工性に問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように従来の技術では、自動車等の構造部材に必要とされる加工性と靱性とを兼備した高張力溶接鋼管が得られていない。
【０００７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備した、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、強度、加工性、靱性といった相反する特性を同時に満たす溶接鋼管を得るために、溶接鋼管の化学成分、ミクロ組織、析出物存在状態を種々変化させて系統的な実験検討を行った。その結果、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、所望の強度、加工性、靱性を同時に満たす溶接鋼管が得られることを見出した。
【０００９】
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（３）を提供する。
【００１０】
（１） 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４９％、Ｔｉ：０．０４１〜０．０９５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であることを特徴とする加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管。
【００１２】
（２） 上記（１）に記載の溶接鋼管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管することを特徴とする加工性と靱性に優れる高張力溶接鋼管の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の溶接鋼管の最も重要な点は、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である点である。これにより所望の強度、加工性、靱性を同時に有する溶接鋼管が得られる。このように靱性、加工性を劣化させずに高強度化を図ることができるのは、（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を微細析出させることで、強度上昇に必要な析出物の最近接粒子間距離を得るために必要な元素量が少なくなることなどが要因の一つと考えられる。
【００１４】
図１に鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさ（平均粒径）と曲げ加工特性の関係を示す。曲げ加工性は、プレッシャーダイと心金とを併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の曲げ半径）ρ（ｍｍ）と管外形ｄ（ｍｍ）との比ρ／ｄで鋼管の強度ＴＳ（ＭＰａ）を割った値ＴＳ／（ρ／ｄ）（ＭＰａ）により評価した。値が大きいほど曲げ加工性は良好となる。なお、この時のプレッシャーダイ押し力は座屈、しわの発生しない最大応力とした。図中プロット内の数字がＴＳ／（ρ／ｄ）の値である。図１から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性が得られることがわかる。なお、フェライト組織中の析出物の大きさは、鋼管から切出し、研磨した薄膜の４０万倍の透過型電子顕微鏡写真より計測し、その平均粒径を求めることによって把握し、析出物の組成は、透過型電子顕微鏡に装備されたエネルギー分散型分光装置により分析した。
【００１５】
なお、本発明におけるフェライト組織の組織面分率とは、硬質組織、相である、パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナイト相を除いた面分率のことで、ポリゴナルフェライト組織、擬ポリゴナルフェライト組織、アシキュラーフェライト組織を含み、その形態は問わない。
【００１６】
図２にフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと液圧加工特性の関係を示す。液圧加工特性は、液圧自由バルジ試験により評価した。図３に液圧自由バルジ試験に用いた装置を模式的に示す。試験装置は、試験装置は軸圧縮力負荷機構、液圧発生機構およびそれを制御するコンピューターよりなり、油圧ポンプ８、圧力増幅器７、圧力計６よりなる液圧発生機構により、軸圧縮機３ａ、３ｂを経て素管１に内圧を負荷する。軸圧縮機３ａ，３ｂの変位量は変位計４ａ，４ｂにより、また内圧は圧力計６によりコンピューター９に取り込まれ制御に用いられる。なお、液圧バルジ試験の詳細は、社団法人自動車技術会学術講演会前刷集９８１５３「自動車用電縫鋼管のハイドロフォーミング変形特性」に記載されている。液圧加工特性は、破断限界周長増加率により、変形部長さを２ｄ（ｄ：管外形）とし、軸圧縮「なし」および「あり」の２条件で評価した。図２の（ａ）が軸圧縮力ありの結果であり、（ｂ）が軸圧縮力なしの結果である。図中四角および丸のプロット内の数字が限界周長増加率の値である。軸圧縮力は、管体の応力比（軸方向応力／円周方向応力）＝Ｗ／（２πｒ２Ｐ）＝−０．５となる条件とした。ただし、Ｗ：圧縮応力、ｒ：肉厚中心半径、Ｐ：内圧である。図２から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、ＴＳ＝７８０ＭＰａ級で、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性が得られることがわかる。このとき、フェライト組織面分率を増加させ、９５％以上とすることで、軸圧縮なしでの周長増加率１２％以上。軸圧縮ありでの周長増加率２２％以上のさらに優れた液圧加工特性が得られることがわかる。
【００１７】
図４に鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと衝撃特性との関係を示す。衝撃特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ試験片によるシャルピー衝撃試験を母材部（管軸方向、円周方向）、溶接突き合せ部（円周方向）、ＨＡＺ部（溶接部より１ｍｍ；円周方向）の４箇所で実施し（試験片は切出した後展開）、その−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの最小値で評価した。図４から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、母材、溶接突き合わせ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性が得られることがわかる。
【００１８】
次に、組成について説明する。
本発明の溶接鋼管の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４９％、Ｔｉ：０．０４１〜０．０９５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下であり、さらに、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００１９】
これらの限定理由は以下の通りである。
Ｃ： Ｃは所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０３５％未満であると強度確保に必要な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず強度不足となり、一方、０．０９５％を超えると炭化物の析出挙動が変化し、加工性と溶接部靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０３５〜０．０９５％とする。
【００２０】
Ｍｎ： Ｍｎは（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度を抑制し、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を形成させるための必須元素である。しかし、その量が０．７５％未満では平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が十分に形成されないため所望の強度、加工性、靱性が得られず、一方、１．９５％を超えるとフェライト組織の面分率が６０％未満となり所望の加工性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量を０．７５〜１．９５％とする。
【００２１】
Ｍｏ： Ｍｏは所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０５％未満であると、強度、加工性確保に必要な量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．４９％を超えると溶接部靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．４９％とする。
【００２２】
Ｔｉ： ＴｉはＭｏと同様、所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０４１％未満であると、強度、加工性確保に必要な量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．０９５％を超えると溶接部靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．０４１〜０．０９５％とする。
【００２３】
Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ： これらはいずれも加工性、靱性を低下させる不純物元素であり、Ｐは０．０３％、Ｓは０．００５％、Ｎは０．００６％、Ｏは０．００４％を超えるとその悪影響が顕在化するため、その値をそれぞれの上限とする。
【００２４】
Ｓｉ： Ｓｉはフェライト組織の生成を促進し、所望のフェライト組織面分率を得るために添加することができる。その量が０．００５％未満ではその効果に乏しく、一方、０．７５％を超えると母材部靱性、溶接部靱性が低下するため、Ｓｉを添加する場合には、その含有量を０．００５〜０．７５％とする。
【００２５】
Ａｌ： Ａｌは製鋼時の脱酸元素であるとともに、適量の添加により溶接部靱性向上に寄与するため、添加することができる。その量が０．０１０％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると溶接部靱性が劣化するため、Ａｌを添加する場合には、その含有量を０．０１０〜０．１０％とする。
【００２６】
Ｃｒ： ＣｒはＭｎの（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．２９％を超えると溶接部靱性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．２９％とする。
【００２７】
Ｎｂ，Ｖ，Ｗ： これらの元素は炭化物を形成することで強度を補完する有効な元素であるため添加することができる。いずれも０．００１％未満ではその効果に乏しく、Ｎｂは０．０４０％、Ｖは０．０５０％、Ｗは０．５０％を超えると加工性の劣化が著しくなる。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。
【００２８】
Ｎｉ，Ｃｕ： これらはＭｎの（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．５０％を超えると加工性が劣化するため、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、その含有量をそれぞれ０．０１〜０．５０％とする。
【００２９】
Ｂ： Ｂは鋼管に焼き入れ性を付与するために添加することができる。その量が０．０００１％未満ではその効果に乏しく、０．０００９％を超えるとその効果が飽和するため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．０００１〜０．０００９％とする。
【００３０】
Ｃａ，ＲＥＭ： Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の形態制御により加工性を一層高める働きがあるため添加することができる。いずれも０．０００１％未満ではその効果に乏しく、０．００４０％を超えてもその効果が飽和するので、これらを添加する場合には、それぞれ０．０００１〜０．００４０％とする。
【００３１】
次に、溶接鋼管の製造条件について説明する。
本発明では、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管する。
【００３２】
以下、これらの限定理由について説明する。
スラブ再加熱温度： 冷却された鋼スラブを再加熱後圧延する場合には、鋼中のＴｉ，Ｍｏ析出物の多くを再固溶させ、微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物をフェライト組織中に析出させるために、鋼スラブの再加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。
【００３３】
仕上げ圧延温度： 加工誘起析出による粗大なＭｏ，Ｔｉ炭化物の析出を抑制するためには熱延仕上げ温度を８５０℃以上とする必要がある。
【００３４】
熱延ランナウト冷却条件： Ｔｉ，Ｍｏ炭化物の析出状態を制御し、平均粒径１０ｎｍ未満に微細析出させるためには熱延ランナウト冷却条件の制御が重要である。Ｔｉ，Ｍｏ炭化物の成長を抑制し所望の微細析出物を得るには熱延仕上げ圧延終了後、８秒間以内に７２０℃まで冷却する必要がある。
【００３５】
巻取温度： 平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織を組織面分率で６０〜１００％とするには、熱延巻取温度を６００℃超〜６５０℃未満とする必要がある。６５０℃以上であると複合炭化物が成長するため強度が低下し、一方６００℃以下であるとフェライト組織分率が低下する。
【００３６】
鋼帯から溶接管への造管方法は特に限定されないが、ロールフォーミング、電縫溶接、サイザー等による形状矯正という手順で電縫溶接管とする場合には、加工性と靱性の確保のために、以下の式で定義される幅絞りを０．３〜１０％の範囲とすることが望ましい。
【００３７】
本発明の溶接鋼管には溶接部の良好な加工性、靱性の安全確保の観点から、さらにポストアニーリング、酸素濃度の雰囲気制御下でのシーム溶接等を行うことができる。また、本発明規定のミクロ組織、析出物状態を失しない範囲でシーム溶接前後工程での冷間加工、温間加工、熱間加工、熱処理、メッキ処理、表面潤滑処理を加えることができる。
【００３８】
【実施例】
（実施例１）
表１に示すＡ〜Ｔの２０種類の鋼スラブを約１２６０℃に再加熱後、仕上げ圧延温度約９００℃、ランナウトでの７２０℃までの冷却時間約４秒、巻取温度約６２５℃の条件で板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４％とした。
【００３９】
これら鋼管のミクロ組織を観察し、析出物の平均粒径および組成を求めた。その結果を表２に示す。ミクロ組織は断面をナイタールエッチング後に走査型電子顕微鏡観察により評価し、析出物の平均粒径および組成は、薄膜の透過型電子顕微鏡観察とエネルギー分散分光分析によりそれぞれ評価した。
【００４０】
また、これら鋼管からＪＩＳ１１号試験片を切り出して引張試験を行い引張強度を求めるとともに、これら鋼管の曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性を求めた。その結果を表３に示す。曲げ加工性はプレッシャーダイと心金とを併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の曲げ半径）により、液圧加工特性は液圧自由バルジ試験により、衝撃特性はＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ試験片によるシャルピー衝撃試験によりそれぞれ評価した。なお、この曲げ試験によるプレッシャーダイ押し力は座屈、しわの発生しない最大応力とし、シャルピー衝撃試験は、母材部（管軸方向、円周方向）、溶接突き合せ部（円周方向）、ＨＡＺ部（溶接部より１ｍｍ；円周方向）でそれぞれ行った（試験片は切り出した後展開）。
【００４１】
表１のＮｏ．１〜１１は、成分組成が本発明の範囲内であるとともに、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である本発明例であり、引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性を示した。
【００４２】
一方、本発明範囲からＣ、Ｍｎが低く外れた鋼Ｌ、ＮのＮｏ．１２，１４は、微細な析出物の量が不十分であり、また、Ｔｉ、Ｍｏが低く外れた鋼Ｑ、ＳのＮｏ．１７，１９は、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出せず、いずれも強度が５９０ＭＰａ未満でかつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低かった。本発明の範囲からＣ、Ｍｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｍｏが高く外れた鋼Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｒ、ＴのＮｏ．１３，１５，１６，１８，２０は、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、軸圧縮なしでの周長増加率８％以下、軸圧縮ありで周長増加率１４％以下と液圧加工特性が低く、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以下と衝撃特性に劣っていた。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
次に、鋼成分組成が本発明の範囲内にある鋼Ａ、鋼Ｇを表４に示す条件で熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４％とした。得られた鋼管のミクロ組織と析出物の平均粒径および組成を表５に、引張強度、曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性を表６にそれぞれ示す。
【００４７】
熱延条件が本発明範囲内にあるＮｏ．２１，２６は、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であり、引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性を示した。
【００４８】
一方、スラブ加熱温度が本発明範囲から外れたＮｏ．２７では、フェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きく、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満で、かつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低かった。仕上圧延温度、仕上圧延後７２０℃までの冷却時間が本発明の範囲から外れるか、巻取温度が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．２２，２３，２４，２８，２９，３０では、いずれもフェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きく、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、かつ液圧加工特性、衝撃特性も低かった。巻取温度が本発明の範囲より低く外れたＮｏ．２５，３１では、フェライト組織面分率が６０％未満で、フェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きくかつその組成がＴｉＣと本発明の複合炭化物とは異なっており、曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性のいずれもが低い値となった。
【００４９】
【表４】
【００５０】
【表５】
【００５１】
【表６】
【００５２】
本発明の範囲内の溶接鋼管は、型内での液圧加工特性、管円周方向の変形をともなう拡管加工性、縮管加工性にも優れ、曲げ、液圧、拡管、縮管などを複合した成形においても優れた加工性を示す。
【００５３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備した高張力溶接鋼管を得ることができる。本発明の高張力溶接鋼管は、サスペンションアーム、サスペンションメンバー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の閉断面自動車構造部材素材として必要な強度、加工性、靱性を満たしており、これらの素材として極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと曲げ加工特性の関係を示すグラフ。
【図２】フェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと液圧加工特性の関係を示すグラフ。
【図３】液圧自由バルジ試験に用いた装置を模式的に示す図。
【図４】鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと衝撃特性との関係を示すグラフ。
【符号の説明】
１；素管
３ａ，３ｂ；軸圧縮機
４ａ，４ｂ；軸圧縮機用変位計
６；圧力計
７；圧力増幅器
８；油圧ポンプ
９；コンピューター
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備し、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
車体の軽量化、高剛性化の観点から、サスペンションアーム、サスペンションメンバー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の自動車構造部材への高張力溶接鋼管の適用が検討されており、これらに適した高張力鋼管が強く求められている。これまでに、このような自動車構造部材に適用される高張力溶接鋼管に関する技術が種々提案されている。
【０００３】
特開平１１−２７９６９７号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒを主成分とする鋼スラブを熱延後２５０℃以下で巻取り、フェライトと残部マルテンサイト及びベイナイトからなる複合組織を有することを特徴とする電縫鋼管に関する技術が開示され、特開平１１−２７９６９９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎを主成分とする鋼スラブを熱延後６００℃以下で巻取るか、熱延後さらに酸洗、冷延、連続焼鈍した５〜１０％の準安定オーステナイトを含む複合組織を有することを特徴とする電縫鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術によれば、引張強さ（ＴＳ）が５５０〜７８０ＭＰａの範囲で比較的良好な伸び（Ｅｌ）が得られるものの、延性を確保するために１％程度のＳｉを添加していることもあり、靱性に問題がある。
【０００４】
特開平５−３０２１２１号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏを主成分とする鋼スラブを熱延、冷延、電縫造管後、焼鈍することにより、ＴＳが８１０〜９２０ＭＰａの機械電縫鋼管を得る技術が開示されている。この技術では造管後の熱処理により歪時効のために電縫溶接部の靱性が低下する点に問題がある。
【０００５】
特許第３２３５１６８号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉを主成分とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り、電縫溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−２７１８５９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｂを主成分とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り電縫溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−４３９８０号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｍｏを主成分とする熱延鋼帯を電縫溶接することを特徴とする技術が開示されている。これら技術によれば、ＴＳが６８０〜９４０ＭＰａの範囲で比較的良好な電縫溶接部靱性が得られるものの、その加工性に問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように従来の技術では、自動車等の構造部材に必要とされる加工性と靱性とを兼備した高張力溶接鋼管が得られていない。
【０００７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備した、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、強度、加工性、靱性といった相反する特性を同時に満たす溶接鋼管を得るために、溶接鋼管の化学成分、ミクロ組織、析出物存在状態を種々変化させて系統的な実験検討を行った。その結果、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、所望の強度、加工性、靱性を同時に満たす溶接鋼管が得られることを見出した。
【０００９】
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（３）を提供する。
【００１０】
（１） 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４９％、Ｔｉ：０．０４１〜０．０９５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であることを特徴とする加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管。
【００１２】
（２） 上記（１）に記載の溶接鋼管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管することを特徴とする加工性と靱性に優れる高張力溶接鋼管の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の溶接鋼管の最も重要な点は、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である点である。これにより所望の強度、加工性、靱性を同時に有する溶接鋼管が得られる。このように靱性、加工性を劣化させずに高強度化を図ることができるのは、（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を微細析出させることで、強度上昇に必要な析出物の最近接粒子間距離を得るために必要な元素量が少なくなることなどが要因の一つと考えられる。
【００１４】
図１に鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさ（平均粒径）と曲げ加工特性の関係を示す。曲げ加工性は、プレッシャーダイと心金とを併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の曲げ半径）ρ（ｍｍ）と管外形ｄ（ｍｍ）との比ρ／ｄで鋼管の強度ＴＳ（ＭＰａ）を割った値ＴＳ／（ρ／ｄ）（ＭＰａ）により評価した。値が大きいほど曲げ加工性は良好となる。なお、この時のプレッシャーダイ押し力は座屈、しわの発生しない最大応力とした。図中プロット内の数字がＴＳ／（ρ／ｄ）の値である。図１から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性が得られることがわかる。なお、フェライト組織中の析出物の大きさは、鋼管から切出し、研磨した薄膜の４０万倍の透過型電子顕微鏡写真より計測し、その平均粒径を求めることによって把握し、析出物の組成は、透過型電子顕微鏡に装備されたエネルギー分散型分光装置により分析した。
【００１５】
なお、本発明におけるフェライト組織の組織面分率とは、硬質組織、相である、パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナイト相を除いた面分率のことで、ポリゴナルフェライト組織、擬ポリゴナルフェライト組織、アシキュラーフェライト組織を含み、その形態は問わない。
【００１６】
図２にフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと液圧加工特性の関係を示す。液圧加工特性は、液圧自由バルジ試験により評価した。図３に液圧自由バルジ試験に用いた装置を模式的に示す。試験装置は、試験装置は軸圧縮力負荷機構、液圧発生機構およびそれを制御するコンピューターよりなり、油圧ポンプ８、圧力増幅器７、圧力計６よりなる液圧発生機構により、軸圧縮機３ａ、３ｂを経て素管１に内圧を負荷する。軸圧縮機３ａ，３ｂの変位量は変位計４ａ，４ｂにより、また内圧は圧力計６によりコンピューター９に取り込まれ制御に用いられる。なお、液圧バルジ試験の詳細は、社団法人自動車技術会学術講演会前刷集９８１５３「自動車用電縫鋼管のハイドロフォーミング変形特性」に記載されている。液圧加工特性は、破断限界周長増加率により、変形部長さを２ｄ（ｄ：管外形）とし、軸圧縮「なし」および「あり」の２条件で評価した。図２の（ａ）が軸圧縮力ありの結果であり、（ｂ）が軸圧縮力なしの結果である。図中四角および丸のプロット内の数字が限界周長増加率の値である。軸圧縮力は、管体の応力比（軸方向応力／円周方向応力）＝Ｗ／（２πｒ２Ｐ）＝−０．５となる条件とした。ただし、Ｗ：圧縮応力、ｒ：肉厚中心半径、Ｐ：内圧である。図２から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、ＴＳ＝７８０ＭＰａ級で、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性が得られることがわかる。このとき、フェライト組織面分率を増加させ、９５％以上とすることで、軸圧縮なしでの周長増加率１２％以上。軸圧縮ありでの周長増加率２２％以上のさらに優れた液圧加工特性が得られることがわかる。
【００１７】
図４に鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと衝撃特性との関係を示す。衝撃特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ試験片によるシャルピー衝撃試験を母材部（管軸方向、円周方向）、溶接突き合せ部（円周方向）、ＨＡＺ部（溶接部より１ｍｍ；円周方向）の４箇所で実施し（試験片は切出した後展開）、その−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの最小値で評価した。図４から、６０％以上の面分率を占めるフェライト組織中に平均粒径１０ｎｍ未満の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、母材、溶接突き合わせ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性が得られることがわかる。
【００１８】
次に、組成について説明する。
本発明の溶接鋼管の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４９％、Ｔｉ：０．０４１〜０．０９５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下であり、さらに、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００１９】
これらの限定理由は以下の通りである。
Ｃ： Ｃは所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０３５％未満であると強度確保に必要な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず強度不足となり、一方、０．０９５％を超えると炭化物の析出挙動が変化し、加工性と溶接部靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０３５〜０．０９５％とする。
【００２０】
Ｍｎ： Ｍｎは（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度を抑制し、平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を形成させるための必須元素である。しかし、その量が０．７５％未満では平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が十分に形成されないため所望の強度、加工性、靱性が得られず、一方、１．９５％を超えるとフェライト組織の面分率が６０％未満となり所望の加工性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量を０．７５〜１．９５％とする。
【００２１】
Ｍｏ： Ｍｏは所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０５％未満であると、強度、加工性確保に必要な量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．４９％を超えると溶接部靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．４９％とする。
【００２２】
Ｔｉ： ＴｉはＭｏと同様、所望の強度、加工性、靱性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を構成する必須元素である。しかし、その量が０．０４１％未満であると、強度、加工性確保に必要な量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．０９５％を超えると溶接部靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．０４１〜０．０９５％とする。
【００２３】
Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ： これらはいずれも加工性、靱性を低下させる不純物元素であり、Ｐは０．０３％、Ｓは０．００５％、Ｎは０．００６％、Ｏは０．００４％を超えるとその悪影響が顕在化するため、その値をそれぞれの上限とする。
【００２４】
Ｓｉ： Ｓｉはフェライト組織の生成を促進し、所望のフェライト組織面分率を得るために添加することができる。その量が０．００５％未満ではその効果に乏しく、一方、０．７５％を超えると母材部靱性、溶接部靱性が低下するため、Ｓｉを添加する場合には、その含有量を０．００５〜０．７５％とする。
【００２５】
Ａｌ： Ａｌは製鋼時の脱酸元素であるとともに、適量の添加により溶接部靱性向上に寄与するため、添加することができる。その量が０．０１０％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると溶接部靱性が劣化するため、Ａｌを添加する場合には、その含有量を０．０１０〜０．１０％とする。
【００２６】
Ｃｒ： ＣｒはＭｎの（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．２９％を超えると溶接部靱性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．２９％とする。
【００２７】
Ｎｂ，Ｖ，Ｗ： これらの元素は炭化物を形成することで強度を補完する有効な元素であるため添加することができる。いずれも０．００１％未満ではその効果に乏しく、Ｎｂは０．０４０％、Ｖは０．０５０％、Ｗは０．５０％を超えると加工性の劣化が著しくなる。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。
【００２８】
Ｎｉ，Ｃｕ： これらはＭｎの（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．５０％を超えると加工性が劣化するため、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、その含有量をそれぞれ０．０１〜０．５０％とする。
【００２９】
Ｂ： Ｂは鋼管に焼き入れ性を付与するために添加することができる。その量が０．０００１％未満ではその効果に乏しく、０．０００９％を超えるとその効果が飽和するため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．０００１〜０．０００９％とする。
【００３０】
Ｃａ，ＲＥＭ： Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の形態制御により加工性を一層高める働きがあるため添加することができる。いずれも０．０００１％未満ではその効果に乏しく、０．００４０％を超えてもその効果が飽和するので、これらを添加する場合には、それぞれ０．０００１〜０．００４０％とする。
【００３１】
次に、溶接鋼管の製造条件について説明する。
本発明では、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管する。
【００３２】
以下、これらの限定理由について説明する。
スラブ再加熱温度： 冷却された鋼スラブを再加熱後圧延する場合には、鋼中のＴｉ，Ｍｏ析出物の多くを再固溶させ、微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物をフェライト組織中に析出させるために、鋼スラブの再加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。
【００３３】
仕上げ圧延温度： 加工誘起析出による粗大なＭｏ，Ｔｉ炭化物の析出を抑制するためには熱延仕上げ温度を８５０℃以上とする必要がある。
【００３４】
熱延ランナウト冷却条件： Ｔｉ，Ｍｏ炭化物の析出状態を制御し、平均粒径１０ｎｍ未満に微細析出させるためには熱延ランナウト冷却条件の制御が重要である。Ｔｉ，Ｍｏ炭化物の成長を抑制し所望の微細析出物を得るには熱延仕上げ圧延終了後、８秒間以内に７２０℃まで冷却する必要がある。
【００３５】
巻取温度： 平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織を組織面分率で６０〜１００％とするには、熱延巻取温度を６００℃超〜６５０℃未満とする必要がある。６５０℃以上であると複合炭化物が成長するため強度が低下し、一方６００℃以下であるとフェライト組織分率が低下する。
【００３６】
鋼帯から溶接管への造管方法は特に限定されないが、ロールフォーミング、電縫溶接、サイザー等による形状矯正という手順で電縫溶接管とする場合には、加工性と靱性の確保のために、以下の式で定義される幅絞りを０．３〜１０％の範囲とすることが望ましい。
本発明の溶接鋼管には溶接部の良好な加工性、靱性の安全確保の観点から、さらにポストアニーリング、酸素濃度の雰囲気制御下でのシーム溶接等を行うことができる。また、本発明規定のミクロ組織、析出物状態を失しない範囲でシーム溶接前後工程での冷間加工、温間加工、熱間加工、熱処理、メッキ処理、表面潤滑処理を加えることができる。
【００３８】
【実施例】
（実施例１）
表１に示すＡ〜Ｔの２０種類の鋼スラブを約１２６０℃に再加熱後、仕上げ圧延温度約９００℃、ランナウトでの７２０℃までの冷却時間約４秒、巻取温度約６２５℃の条件で板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４％とした。
【００３９】
これら鋼管のミクロ組織を観察し、析出物の平均粒径および組成を求めた。その結果を表２に示す。ミクロ組織は断面をナイタールエッチング後に走査型電子顕微鏡観察により評価し、析出物の平均粒径および組成は、薄膜の透過型電子顕微鏡観察とエネルギー分散分光分析によりそれぞれ評価した。
【００４０】
また、これら鋼管からＪＩＳ１１号試験片を切り出して引張試験を行い引張強度を求めるとともに、これら鋼管の曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性を求めた。その結果を表３に示す。曲げ加工性はプレッシャーダイと心金とを併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の曲げ半径）により、液圧加工特性は液圧自由バルジ試験により、衝撃特性はＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ試験片によるシャルピー衝撃試験によりそれぞれ評価した。なお、この曲げ試験によるプレッシャーダイ押し力は座屈、しわの発生しない最大応力とし、シャルピー衝撃試験は、母材部（管軸方向、円周方向）、溶接突き合せ部（円周方向）、ＨＡＺ部（溶接部より１ｍｍ；円周方向）でそれぞれ行った（試験片は切り出した後展開）。
【００４１】
表１のＮｏ．１〜１１は、成分組成が本発明の範囲内であるとともに、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である本発明例であり、引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性を示した。
【００４２】
一方、本発明範囲からＣ、Ｍｎが低く外れた鋼Ｌ、ＮのＮｏ．１２，１４は、微細な析出物の量が不十分であり、また、Ｔｉ、Ｍｏが低く外れた鋼Ｑ、ＳのＮｏ．１７，１９は、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出せず、いずれも強度が５９０ＭＰａ未満でかつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低かった。本発明の範囲からＣ、Ｍｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｍｏが高く外れた鋼Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｒ、ＴのＮｏ．１３，１５，１６，１８，２０は、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、軸圧縮なしでの周長増加率８％以下、軸圧縮ありで周長増加率１４％以下と液圧加工特性が低く、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以下と衝撃特性に劣っていた。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
次に、鋼成分組成が本発明の範囲内にある鋼Ａ、鋼Ｇを表４に示す条件で熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４％とした。得られた鋼管のミクロ組織と析出物の平均粒径および組成を表５に、引張強度、曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性を表６にそれぞれ示す。
【００４７】
熱延条件が本発明範囲内にあるＮｏ．２１，２６は、平均粒径１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であり、引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、母材、溶接突合せ部、ＨＡＺ部における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な衝撃特性を示した。
【００４８】
一方、スラブ加熱温度が本発明範囲から外れたＮｏ．２７では、フェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きく、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満で、かつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低かった。仕上圧延温度、仕上圧延後７２０℃までの冷却時間が本発明の範囲から外れるか、巻取温度が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．２２，２３，２４，２８，２９，３０では、いずれもフェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きく、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、かつ液圧加工特性、衝撃特性も低かった。巻取温度が本発明の範囲より低く外れたＮｏ．２５，３１では、フェライト組織面分率が６０％未満で、フェライト中の析出物粒径が２０ｎｍ以上と大きくかつその組成がＴｉＣと本発明の複合炭化物とは異なっており、曲げ加工特性、液圧加工特性、衝撃特性のいずれもが低い値となった。
【００４９】
【表４】
【表５】
【表６】
本発明の範囲内の溶接鋼管は、型内での液圧加工特性、管円周方向の変形をともなう拡管加工性、縮管加工性にも優れ、曲げ、液圧、拡管、縮管などを複合した成形においても優れた加工性を示す。
【００５３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、優れた靱性とを兼備した高張力溶接鋼管を得ることができる。本発明の高張力溶接鋼管は、サスペンションアーム、サスペンションメンバー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の閉断面自動車構造部材素材として必要な強度、加工性、靱性を満たしており、これらの素材として極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと曲げ加工特性の関係を示すグラフ。
【図２】フェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと液圧加工特性の関係を示すグラフ。
【図３】液圧自由バルジ試験に用いた装置を模式的に示す図。
【図４】鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析出物の大きさと衝撃特性との関係を示すグラフ。
【符号の説明】
１；素管
３ａ，３ｂ；軸圧縮機
４ａ，４ｂ；軸圧縮機用変位計
６；圧力計
７；圧力増幅器
８；油圧ポンプ
９；コンピューター
Claims (2)
- 重量％で、
Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、
Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．４９％、
Ｔｉ：０．０４１〜０．０９５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下
を含有し、
さらに、
Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、
Ｖ：０．００１〜０．０５０％、
Ｗ：０．００１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％
のうちの１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
平均粒径が１０ｎｍ未満の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であることを特徴とする加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管。 - 請求項１に記載の溶接鋼管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管することを特徴とする加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管の製造方法。
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| JP2002126688A JP3925290B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
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| JP2002126688A JP3925290B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
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