JP4734812B2 - 高強度かつ延性に優れた電縫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、ドアインパクトビームなどの自動車用部材のほか機械構造用部材や土木建築用部材として用いられる超高張力電縫鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車への安全性の要求が高まり、衝突時における乗員の安全性を確保するため、高強度鋼板を用いた補強部材の採用が進められている。この対応の１つとして、乗用車の側面衝突の衝撃を吸収し、車内の居住空間の変形を極力抑えるため、ドア内部にインパクトビームと呼ばれる補強部材を装着するようになった。
【０００３】
一般に、鋼は強度を高めると延性が損なわれ、吸収エネルギーが低下すると云われている。しかし、上記ドア補強部材は、衝突時に塑性変形することにより衝突エネルギーを吸収する必要があることから、高強度であると同時に高い変形能を具備するものが求められている。その他、耐衝撃破壊特性や耐衝撃曲特性および耐遅れ破壊特性などが求められることもある。
【０００４】
ところでこのようなドア補強部材には、一般に、高強度電縫鋼管が用いられている。これら高強度電縫鋼管の製造方法としては、例えば、特開昭56-46538号公報や特開平3-122219号公報等に開示されたように、電縫鋼管を製造後、焼入れまたは焼入れ・焼戻し処理などにより引張強さを向上させる方法と、特開平4-346624号公報や特開平5-59493号公報、特開平7-124758号公報等に開示されたように、高強度薄鋼板を製造後、これを電縫溶接して造管する方法とが知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前者の方法では、焼入れ時に反りが発生しやすいという問題があるとともに、造管後に焼入れるため、品質のバラツキが大きいばかりでなく、生産性が低く、製造コストが高くなるという問題点があった。一方、後者の方法では、高強度の薄綱板を用いるために成形が難しく、また造管の際の溶接部や熱影響部が軟化し、衝撃吸収能に悪影響を及ぼすという問題点があった。そして、これらの方法で製造された高強度鋼管は、いずれも、高い引張強度、高い降伏応力が得られる反面、延性の低下が著しいという問題点もあった。
【０００６】
本発明の目的は、引張強さが1180MPa以上で、延性が15％以上の特性を有する高強度電縫鋼管およびその有利な製造方法を提案することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、従来技術が抱えている上述した問題点を解決するために、電縫鋼管を製造する工程そのものの見直しを行った。その結果、成分組成を規定した熱延鋼板から素管を製造し、この素管をＡc1点以上Ａc3点以下の温度領域に加熱した後、全縮径率20％以上の絞り圧延を行うことにより、フェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織とし、かつマルテンサイト層間隔を2.0μm以下とすることにより、焼入れ・焼戻しなどの特別の熱処理を施すことなく、引張強さが1180MPa以上の高強度でかつ強度延性バランスに優れた電縫鋼管を製造することができることを見出した。本発明は、これらの知見に基づいて開発されたものである。
【０００８】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上であることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管である。
【０００９】
また、本発明は、上記成分のほかに、必要に応じ、Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下およびＢ：0.005mass％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、さらに、Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下およびNi：1mass％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、またはさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタルおよびCaのうちの１種または２種以上を0.1mass％以下含有することが好ましい。
【００１０】
さらにまた、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、必要に応じ、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、さらに、Ｃｒ：２ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、またはさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタル、Ｃａのうちの１種または２種以上を０．１ｍａｓｓ％以下含有する鋼スラブを、熱間圧延して鋼帯とし、この鋼帯をロール成形したのち電縫溶接して素管とし、その後、該素管をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、全縮径率２０％以上の絞り圧延することにより、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上の鋼管とすることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明に係る電縫鋼管は、熱間圧延→素管成形(ロール成形→電縫溶接)→絞り圧延(縮径加工)の工程を経て製造され、従来技術のような焼入れ・焼戻し処理といった特別な熱処理によることなく、ＴＳ：1180MPa以上の高強度とＥｌ：15％以上の高い延性とを兼ね備えたことを特徴とする。
【００１３】
以下、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
鋼成分が、Ｃ：0.17mass％、Mn：3.1mass％、Al：0.045mass％、Ｎ：0.0052mass％、Ｐ：0.009mass％、Ｓ：0.006mass％、Ｂ：0.0002mass％、Ti：0.015mass％を含み、残部がFeと不可避的不純物からなる鋼スラブを、1260℃に加熱後、仕上圧延終了温度を850℃とした熱間圧延をし、500℃で巻取り、板厚1.8mmの熱延鋼帯とした。これをロール成形してオープン管とし、電縫溶接して素管とした。この素管を650〜850℃の温度範囲に加熱した後、全縮径率で50％の絞り圧延を実施した。この時の絞り圧延終了温度は、加熱温度−50℃に制御した。その後、平均冷却速度2.0℃／sで、600℃まで冷却した。
【００１４】
得られた製品管について、組織観察と引張試験を行った。組織観察は、管長手方向の断面組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、組織の種類を判別した。また、マルテンサイトとフェライトの層状組織が得られた場合は、マルテンサイト組織の平均の層間隔を、長手方向に対して直角方向（板厚方向）に一定長の線分を描き、層状に伸びたマルテンサイト組織が線分を横切る数をカウントし、下記式から求めた。
平均の層間隔＝（線分長／カウント数）
また、引張試験は、管長手方向からJIS 11号試験片（管状試験片、標点間距離50mm）を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して実施し、引張強度ＴＳと伸びＥｌを求めた。
【００１５】
得られた結果について、加熱温度とＴＳの関係を図１に、加熱温度とＥｌの関係を図２に、そして加熱温度とＴＳ×Ｅｌの関係を図３に示した。さらに、加熱温度とマルテンサイト層間隔との関係を図４に示した。
図１〜３から明らかなように、絞り圧延の加熱温度が、概ね700〜800℃の範囲で、ＴＳ，Ｅｌがともに良好で、かつ、ＴＳ×Ｅｌバランスも優れていることがわかる。また、図４から、この時の組織はフェライトとマルテンサイトの層状組織を呈しており、上記式で定義したマルテンサイト層間隅は2.0μm以下となっていた。
【００１６】
なお、この実験に用いた鋼板のＡc1点およびＡc3点は、それぞれ概ね700℃および800℃であり、また、圧延冷却時の過冷温度は、概ね−50℃である。従って、加熱温度を700〜800℃とし、圧延終了温度を加熱温度−50℃に制御することは、加熱温度をＡc1〜Ａc3変態点とし、圧延終了温度をＡr1〜Ａr3点としたことと同じとなる。
すなわち、上記の実験結果は、加熱温度をＡc1〜Ａc3変態点とし、圧延終了温度をＡr1〜Ａr3点態点とする、さらに簡単に言えば、加熱温度と圧延終了温度を(α＋γ)２相域の温度に制御することにより、高強度と延性とが共に優れる電縫鋼管が得られることを意味している。
【００１７】
次に、本発明における各合金成分の含有量の限定理由について説明する。
Ｃ：0.10〜0.30mass％
Ｃは、電縫鋼管に所定の強度を付与する重要な元素である。引張強さ(ＴＳ)1180MPa以上を得るためには、0.10mass％以上の含有量が必要である。一方、0.30mass％を超えると、溶接性が悪化するため、上限を0.30mass％とした。
【００１８】
Si：0.01〜2.0mass％
Siは、脱酸剤として添加されるとともに、マトリックスに固溶し、鋼の強度を増加させる元素である。これらの効果は、0.01mass％以上、好ましくは0.1mass％以上の含有で認められるが、2.0mass％を超える含有は、延性を低下させる。このため、Siは0.01〜2.0mass％の範囲とした。
【００１９】
Mn：2.0〜4.0mass％
Mnは、焼入れ性を向上させるのに有効な元素で、絞り圧延後の冷却過程で、マルテンサイトの形成を促進させる効果がある。電縫鋼管の強度として、引張強さ1180MPa以上を得るために2.0mass％超の含有量が必要である。好ましくは2.5mass％超である。−方、Mn含有量が4.0mass％を超えると延性が低下するため、4.0mass％を上限とした。
【００２０】
Ｐ：0.025mass％以下
Ｐは、焼入れ後の靭性を悪化させる元素である。その含有量が0.025mass％を超えると靭性が低下するため、0.025mass％以下とした。
【００２１】
Ｓ：0.02mass％以下
Ｓは、非金属介在物MnＳなどを生成し、靭性および溶接部の健全性を悪化させる元素である。その含有量が0.02mass％を起えるとこの傾向が著しくなるため、0.02mass％以下とした。
【００２２】
Al：0.010〜0.10mass％
Alは、溶鋼の脱酸剤として添加される元素であり、0.010mass％以上が必要である。しかし、0.10mass％を超える場合は、逆に鋼の清浄度が損なわれると共に、表面欠陥が発生しやすい。このため、0.010〜0.10mass％の範囲に限定する。
【００２３】
Ｎ：0.010mass％以下
Ｎは、窒化物形成元素と結合して窒化物または炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素であり、結晶粒を微細化する作用を有する。このような効果は0.002mass％以上で顕著になる。しかしながら、0.010mass％超える含有は、溶接性を低下させ、また、Ｂを含有している場合には、過剰なＮがＢと結合し、Ｂの焼入れ性向上作用を低減する。このため、Ｎは0.010mass％以下とする。
【００２４】
Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下、Ｂ：0.005mass％以下
Nb，Ｖ，TiおよびＢは、窒化物および炭化物あるいは炭窒化物を形成して析出することから、高強度化に寄与する元素である。特に、高温に加熱されて接合される鋼管では、加熱過程での粒成長の抑制、冷却過程でのフェライトの析出サイトとして働く効果もある。このため、必要に応じて、ｌ種または２種以上添加する。しかし、多量の添加は、却って溶接性および靭性を低下させることになるので、Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下、Ｂ：0.005mass％以下に限定する。より好ましくは、Nb：0.005〜0.05mass％以下、Ｖ：0.05〜0.3mass％以下、Ti：0.00５〜0.1mass％以下、Ｂ：0.0005〜0.0030mass％である。
【００２５】
Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下、Ni：1mass％以下
Cr，Mo，CuおよびNiは、電縫鋼管の強度を増加させる元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、オーステナイト／フェライト変態点を低温化させ、組織を微細化する効果を有している。しかし、Crは、2mass％超え、Moは1mass％超えて多量に含有させると、溶接性および延性が低下するうえに、合金コストが増加する。また、Cuは、1.5mass％を超えて多量に含有すると、熱間加工性が低下する。また、Niは、強度上昇ともに靭性を向上させる効果があるが、必要以上の添加は、合金コストの増加を招く。このような観点から、Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下、Ni：1mass％以下が好ましい。
【００２６】
ＲＥＭ：0.1mass％以下、ミッシュメタル(ＭＭ)：0.1mass％以下、Ca：0.1mass％以下
ＲＥＭ、ミッシュメタル(ＭＭ)およびCaは、硫化物、酸化物または酸硫化物として析出し、介在物の形状を球状化して、加工性を向上する作用を有するとともに、接合部を有する鋼管では、接合部の硬化を防止する作用も有する。従って、本発明では、必要に応じて１種または２種以上を添加することができ、また、この添加を行っても本発明の効果は何ら損なわれない。しかし、過剰な添加は、鋼の清浄度を低下させるので、0.1mass％を上限とする。好ましい添加量は、ＲＥＭ、ミッシュメタルを0.001〜0.10mass％、Caを0.00１〜0.01mass％である。
【００２７】
次に、本発明の電縫鋼管の製造条件について説明する。
熱間圧延
上記した成分組成を有する鋼スラブを、常法に従って、熱間圧延する。この時のスラブ加熱温度は、熱延時の圧延荷重を低減させるために、1100℃以上にすることが好ましい。しかし、加熱温度が1300℃を超えると、初期オーステナイト粒径の粗大化を招き、また、熱エネルギーの無駄にもなる。従って、スラブ加熱温度は1100〜1300℃とするのが好ましい。なお、スラブ加熱の方法は、連続鋳造スラブをそのまま圧延する直送圧延(直接圧延)方法、鋳造後そのまま加熱炉に装入し昇熱処理する方法、スラブを一旦冷却した後に加熱炉で再加熱する方法のいずれでも良く、特に限定されない。
【００２８】
なお、仕上圧延温度は800℃以上であればよい。
巻取温度は、表面のスケールの除去性を考慮して、700℃以下であればよい。しかし、巻取り後の熱延鋼板のＹＳを600MPa以下に低減し、オープン管に成形する時のスプリングバック量を低減させる観点からは、巻取温度は600℃以下が好ましい。しかし、過度の巻取温度の低下は、熱延鋼板の加工性の低下を招くので、巻取温度の下限は300℃とする。
【００２９】
素管の製造
続いて、上記熱延鋼板を用いて素管を製造する。この素管の製造方法については、ロール成形されたオープン管を、冷間または熱間で高周波電流を用いて電気抵抗溶接する方法(電縫鋼管)が好適である。
【００３０】
絞り圧延
上記素管を、加熱・均熱した後、全縮径率20％以上の絞り圧延を行う。絞り圧延の方法は、特に限定されないが、レデューサーと呼ばれる複数の孔型圧延機を用いるのが望ましい。
絞り圧延の際の加熱・均熱温度は、上述した実験結果から明らかなように、Ａc1点以上Ａc3点以下の温度域とする。また、絞り圧延は、(α＋γ)の２相域で行いうことが好ましい。このためには、圧延終了温度は、加熱温度−50℃とすることが好ましい。または、Ａc3点以上に加熱後、(α＋γ)の２相域に冷却してから、800℃以下で圧延を終了する方法でも良い。重要なことは、(α＋γ)の２相域で絞り加工を行うことである。これにより、(α＋Ｍ)からなる層状組織が形成され、1180MPa以上の引張強度と15％以上の延性が達成できる。
【００３１】
また、絞り圧延の全縮径率も重要な管理項目であり、20％以上が必要である。全縮径率が20％未満では、オーステナイトの加工量が不十分となり、その後に生成する低温変態相であるマルテンサイトの強度が不足したり、所望の組織が得られず、引張強さと延性のバランスが損なわれる。従って、全縮径率が20％以上の絞り圧延を行うことが必要であり、好ましくは40％以上がよい。
【００３２】
なお、フェライトとマルテンサイトからなる層状組織のマルテンサイト組織の層間隔は、2.0μm以下にすることにより、強度・延性のバランスに優れた鋼管が製造できる。すなわち、1180MPa以上の引張強度と15％以上の延性を両立させることができる。
【００３３】
絞り圧延後の冷却は、常法によって冷却すればよく、焼入れ処理を実施せずともマルテンサイト組織が得られる。なお、ミスト冷却、フォグ冷却、スプレー冷却などの強制冷却を行ってもよい。
【００３４】
また、絞り圧延は、潤滑下での圧延が望ましい。絞り圧延を潤滑下で行うことにより、板厚方向の歪分布を均一化させることができ、材質の安定化が達成される。無潤滑圧延では、材料表層部が特に歪むため、板厚方向に不均一な組織が形成されやすい。
【００３５】
なお、上記した本発明の絞り圧延の技術は、電縫鋼管に限定する必要はなく、固相圧接鋼管、鍛接鋼管および継目無鋼管等のいずれの素管にも適用可能であることは言うまでもない。
【００３６】
【実施例】
表１に示す組成の熱延鋼板を、電縫溶接して素管とし、その後、タンデム式のレデューサーを用いて、表２に記載の条件で絞り圧延を行った。得られた製品管について、組織と引張特性を詞査した。
(1)組織
各製品管から試験片を切り出し、管長手方向の断面組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、組織の種類を判別し、さらにマルテンサイトとフェライトの層状組織が得られた鋼管については、マルテンサイト組織の平均層間隔を、先に説明した方法により求めた。
(2)引張特性
各製品管の管長手方向から、JIS 11号試験片(管状試験片、標点間距離50mm)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳおよび伸びＥｌを求めた。
(3)結果
得られた結果を、表２に併せて示した。本発明の方法で製造した鋼管では、焼入れまたは焼入れ焼戻しなどの熱処理を行うことなく、引張強さＴＳが1180MPa以上、延性Ｅｌが15％以上でかつ、強度・延性バランスに優れた特性を達成できている。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、圧延後の焼入れまたは焼入れ焼戻しなどの熱処理を必要とせず、引張強度が1180MPa以上でかつ延性が15％以上の強度・延性バランスに優れた鋼管が供給できる。また、本発明によれば、鋼管の生産効率の向上、製造コスト低減が可能であり、産業上資するところが大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 加熱温度と引張強度ＴＳとの関係を示した図である。
【図２】 加熱温度と伸びＥｌとの関係を示した図である。
【図３】 加熱温度とＴＳ×Ｅｌの関係を示した図である。
【図４】 加熱温度とマルテンサイト組織の層間隔との関係を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ドアインパクトビームなどの自動車用部材のほか機械構造用部材や土木建築用部材として用いられる超高張力電縫鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車への安全性の要求が高まり、衝突時における乗員の安全性を確保するため、高強度鋼板を用いた補強部材の採用が進められている。この対応の１つとして、乗用車の側面衝突の衝撃を吸収し、車内の居住空間の変形を極力抑えるため、ドア内部にインパクトビームと呼ばれる補強部材を装着するようになった。
【０００３】
一般に、鋼は強度を高めると延性が損なわれ、吸収エネルギーが低下すると云われている。しかし、上記ドア補強部材は、衝突時に塑性変形することにより衝突エネルギーを吸収する必要があることから、高強度であると同時に高い変形能を具備するものが求められている。その他、耐衝撃破壊特性や耐衝撃曲特性および耐遅れ破壊特性などが求められることもある。
【０００４】
ところでこのようなドア補強部材には、一般に、高強度電縫鋼管が用いられている。これら高強度電縫鋼管の製造方法としては、例えば、特開昭56-46538号公報や特開平3-122219号公報等に開示されたように、電縫鋼管を製造後、焼入れまたは焼入れ・焼戻し処理などにより引張強さを向上させる方法と、特開平4-346624号公報や特開平5-59493号公報、特開平7-124758号公報等に開示されたように、高強度薄鋼板を製造後、これを電縫溶接して造管する方法とが知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前者の方法では、焼入れ時に反りが発生しやすいという問題があるとともに、造管後に焼入れるため、品質のバラツキが大きいばかりでなく、生産性が低く、製造コストが高くなるという問題点があった。一方、後者の方法では、高強度の薄綱板を用いるために成形が難しく、また造管の際の溶接部や熱影響部が軟化し、衝撃吸収能に悪影響を及ぼすという問題点があった。そして、これらの方法で製造された高強度鋼管は、いずれも、高い引張強度、高い降伏応力が得られる反面、延性の低下が著しいという問題点もあった。
【０００６】
本発明の目的は、引張強さが1180MPa以上で、延性が15％以上の特性を有する高強度電縫鋼管およびその有利な製造方法を提案することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、従来技術が抱えている上述した問題点を解決するために、電縫鋼管を製造する工程そのものの見直しを行った。その結果、成分組成を規定した熱延鋼板から素管を製造し、この素管をＡc1点以上Ａc3点以下の温度領域に加熱した後、全縮径率20％以上の絞り圧延を行うことにより、フェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織とし、かつマルテンサイト層間隔を2.0μm以下とすることにより、焼入れ・焼戻しなどの特別の熱処理を施すことなく、引張強さが1180MPa以上の高強度でかつ強度延性バランスに優れた電縫鋼管を製造することができることを見出した。本発明は、これらの知見に基づいて開発されたものである。
【０００８】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上であることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管である。
【０００９】
また、本発明は、上記成分のほかに、必要に応じ、Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下およびＢ：0.005mass％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、さらに、Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下およびNi：1mass％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、またはさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタルおよびCaのうちの１種または２種以上を0.1mass％以下含有することが好ましい。
【００１０】
さらにまた、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、必要に応じ、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、さらに、Ｃｒ：２ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含み、またはさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタル、Ｃａのうちの１種または２種以上を０．１ｍａｓｓ％以下含有する鋼スラブを、熱間圧延して鋼帯とし、この鋼帯をロール成形したのち電縫溶接して素管とし、その後、該素管をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、全縮径率２０％以上の絞り圧延することにより、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上の鋼管とすることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明に係る電縫鋼管は、熱間圧延→素管成形(ロール成形→電縫溶接)→絞り圧延(縮径加工)の工程を経て製造され、従来技術のような焼入れ・焼戻し処理といった特別な熱処理によることなく、ＴＳ：1180MPa以上の高強度とＥｌ：15％以上の高い延性とを兼ね備えたことを特徴とする。
【００１３】
以下、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
鋼成分が、Ｃ：0.17mass％、Mn：3.1mass％、Al：0.045mass％、Ｎ：0.0052mass％、Ｐ：0.009mass％、Ｓ：0.006mass％、Ｂ：0.0002mass％、Ti：0.015mass％を含み、残部がFeと不可避的不純物からなる鋼スラブを、1260℃に加熱後、仕上圧延終了温度を850℃とした熱間圧延をし、500℃で巻取り、板厚1.8mmの熱延鋼帯とした。これをロール成形してオープン管とし、電縫溶接して素管とした。この素管を650〜850℃の温度範囲に加熱した後、全縮径率で50％の絞り圧延を実施した。この時の絞り圧延終了温度は、加熱温度−50℃に制御した。その後、平均冷却速度2.0℃／sで、600℃まで冷却した。
【００１４】
得られた製品管について、組織観察と引張試験を行った。組織観察は、管長手方向の断面組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、組織の種類を判別した。また、マルテンサイトとフェライトの層状組織が得られた場合は、マルテンサイト組織の平均の層間隔を、長手方向に対して直角方向（板厚方向）に一定長の線分を描き、層状に伸びたマルテンサイト組織が線分を横切る数をカウントし、下記式から求めた。
平均の層間隔＝（線分長／カウント数）
また、引張試験は、管長手方向からJIS 11号試験片（管状試験片、標点間距離50mm）を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して実施し、引張強度ＴＳと伸びＥｌを求めた。
【００１５】
得られた結果について、加熱温度とＴＳの関係を図１に、加熱温度とＥｌの関係を図２に、そして加熱温度とＴＳ×Ｅｌの関係を図３に示した。さらに、加熱温度とマルテンサイト層間隔との関係を図４に示した。
図１〜３から明らかなように、絞り圧延の加熱温度が、概ね700〜800℃の範囲で、ＴＳ，Ｅｌがともに良好で、かつ、ＴＳ×Ｅｌバランスも優れていることがわかる。また、図４から、この時の組織はフェライトとマルテンサイトの層状組織を呈しており、上記式で定義したマルテンサイト層間隅は2.0μm以下となっていた。
【００１６】
なお、この実験に用いた鋼板のＡc1点およびＡc3点は、それぞれ概ね700℃および800℃であり、また、圧延冷却時の過冷温度は、概ね−50℃である。従って、加熱温度を700〜800℃とし、圧延終了温度を加熱温度−50℃に制御することは、加熱温度をＡc1〜Ａc3変態点とし、圧延終了温度をＡr1〜Ａr3点としたことと同じとなる。
すなわち、上記の実験結果は、加熱温度をＡc1〜Ａc3変態点とし、圧延終了温度をＡr1〜Ａr3点態点とする、さらに簡単に言えば、加熱温度と圧延終了温度を(α＋γ)２相域の温度に制御することにより、高強度と延性とが共に優れる電縫鋼管が得られることを意味している。
【００１７】
次に、本発明における各合金成分の含有量の限定理由について説明する。
Ｃ：0.10〜0.30mass％
Ｃは、電縫鋼管に所定の強度を付与する重要な元素である。引張強さ(ＴＳ)1180MPa以上を得るためには、0.10mass％以上の含有量が必要である。一方、0.30mass％を超えると、溶接性が悪化するため、上限を0.30mass％とした。
【００１８】
Si：0.01〜2.0mass％
Siは、脱酸剤として添加されるとともに、マトリックスに固溶し、鋼の強度を増加させる元素である。これらの効果は、0.01mass％以上、好ましくは0.1mass％以上の含有で認められるが、2.0mass％を超える含有は、延性を低下させる。このため、Siは0.01〜2.0mass％の範囲とした。
【００１９】
Mn：2.0〜4.0mass％
Mnは、焼入れ性を向上させるのに有効な元素で、絞り圧延後の冷却過程で、マルテンサイトの形成を促進させる効果がある。電縫鋼管の強度として、引張強さ1180MPa以上を得るために2.0mass％超の含有量が必要である。好ましくは2.5mass％超である。−方、Mn含有量が4.0mass％を超えると延性が低下するため、4.0mass％を上限とした。
【００２０】
Ｐ：0.025mass％以下
Ｐは、焼入れ後の靭性を悪化させる元素である。その含有量が0.025mass％を超えると靭性が低下するため、0.025mass％以下とした。
【００２１】
Ｓ：0.02mass％以下
Ｓは、非金属介在物MnＳなどを生成し、靭性および溶接部の健全性を悪化させる元素である。その含有量が0.02mass％を起えるとこの傾向が著しくなるため、0.02mass％以下とした。
【００２２】
Al：0.010〜0.10mass％
Alは、溶鋼の脱酸剤として添加される元素であり、0.010mass％以上が必要である。しかし、0.10mass％を超える場合は、逆に鋼の清浄度が損なわれると共に、表面欠陥が発生しやすい。このため、0.010〜0.10mass％の範囲に限定する。
【００２３】
Ｎ：0.010mass％以下
Ｎは、窒化物形成元素と結合して窒化物または炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素であり、結晶粒を微細化する作用を有する。このような効果は0.002mass％以上で顕著になる。しかしながら、0.010mass％超える含有は、溶接性を低下させ、また、Ｂを含有している場合には、過剰なＮがＢと結合し、Ｂの焼入れ性向上作用を低減する。このため、Ｎは0.010mass％以下とする。
【００２４】
Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下、Ｂ：0.005mass％以下
Nb，Ｖ，TiおよびＢは、窒化物および炭化物あるいは炭窒化物を形成して析出することから、高強度化に寄与する元素である。特に、高温に加熱されて接合される鋼管では、加熱過程での粒成長の抑制、冷却過程でのフェライトの析出サイトとして働く効果もある。このため、必要に応じて、ｌ種または２種以上添加する。しかし、多量の添加は、却って溶接性および靭性を低下させることになるので、Nb：0.1mass％以下、Ｖ：0.5mass％以下、Ti：0.2mass％以下、Ｂ：0.005mass％以下に限定する。より好ましくは、Nb：0.005〜0.05mass％以下、Ｖ：0.05〜0.3mass％以下、Ti：0.00５〜0.1mass％以下、Ｂ：0.0005〜0.0030mass％である。
【００２５】
Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下、Ni：1mass％以下
Cr，Mo，CuおよびNiは、電縫鋼管の強度を増加させる元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、オーステナイト／フェライト変態点を低温化させ、組織を微細化する効果を有している。しかし、Crは、2mass％超え、Moは1mass％超えて多量に含有させると、溶接性および延性が低下するうえに、合金コストが増加する。また、Cuは、1.5mass％を超えて多量に含有すると、熱間加工性が低下する。また、Niは、強度上昇ともに靭性を向上させる効果があるが、必要以上の添加は、合金コストの増加を招く。このような観点から、Cr：2mass％以下、Mo：1mass％以下、Cu：1.5mass％以下、Ni：1mass％以下が好ましい。
【００２６】
ＲＥＭ：0.1mass％以下、ミッシュメタル(ＭＭ)：0.1mass％以下、Ca：0.1mass％以下
ＲＥＭ、ミッシュメタル(ＭＭ)およびCaは、硫化物、酸化物または酸硫化物として析出し、介在物の形状を球状化して、加工性を向上する作用を有するとともに、接合部を有する鋼管では、接合部の硬化を防止する作用も有する。従って、本発明では、必要に応じて１種または２種以上を添加することができ、また、この添加を行っても本発明の効果は何ら損なわれない。しかし、過剰な添加は、鋼の清浄度を低下させるので、0.1mass％を上限とする。好ましい添加量は、ＲＥＭ、ミッシュメタルを0.001〜0.10mass％、Caを0.00１〜0.01mass％である。
【００２７】
次に、本発明の電縫鋼管の製造条件について説明する。
熱間圧延
上記した成分組成を有する鋼スラブを、常法に従って、熱間圧延する。この時のスラブ加熱温度は、熱延時の圧延荷重を低減させるために、1100℃以上にすることが好ましい。しかし、加熱温度が1300℃を超えると、初期オーステナイト粒径の粗大化を招き、また、熱エネルギーの無駄にもなる。従って、スラブ加熱温度は1100〜1300℃とするのが好ましい。なお、スラブ加熱の方法は、連続鋳造スラブをそのまま圧延する直送圧延(直接圧延)方法、鋳造後そのまま加熱炉に装入し昇熱処理する方法、スラブを一旦冷却した後に加熱炉で再加熱する方法のいずれでも良く、特に限定されない。
【００２８】
なお、仕上圧延温度は800℃以上であればよい。
巻取温度は、表面のスケールの除去性を考慮して、700℃以下であればよい。しかし、巻取り後の熱延鋼板のＹＳを600MPa以下に低減し、オープン管に成形する時のスプリングバック量を低減させる観点からは、巻取温度は600℃以下が好ましい。しかし、過度の巻取温度の低下は、熱延鋼板の加工性の低下を招くので、巻取温度の下限は300℃とする。
【００２９】
素管の製造
続いて、上記熱延鋼板を用いて素管を製造する。この素管の製造方法については、ロール成形されたオープン管を、冷間または熱間で高周波電流を用いて電気抵抗溶接する方法(電縫鋼管)が好適である。
【００３０】
絞り圧延
上記素管を、加熱・均熱した後、全縮径率20％以上の絞り圧延を行う。絞り圧延の方法は、特に限定されないが、レデューサーと呼ばれる複数の孔型圧延機を用いるのが望ましい。
絞り圧延の際の加熱・均熱温度は、上述した実験結果から明らかなように、Ａc1点以上Ａc3点以下の温度域とする。また、絞り圧延は、(α＋γ)の２相域で行いうことが好ましい。このためには、圧延終了温度は、加熱温度−50℃とすることが好ましい。または、Ａc3点以上に加熱後、(α＋γ)の２相域に冷却してから、800℃以下で圧延を終了する方法でも良い。重要なことは、(α＋γ)の２相域で絞り加工を行うことである。これにより、(α＋Ｍ)からなる層状組織が形成され、1180MPa以上の引張強度と15％以上の延性が達成できる。
【００３１】
また、絞り圧延の全縮径率も重要な管理項目であり、20％以上が必要である。全縮径率が20％未満では、オーステナイトの加工量が不十分となり、その後に生成する低温変態相であるマルテンサイトの強度が不足したり、所望の組織が得られず、引張強さと延性のバランスが損なわれる。従って、全縮径率が20％以上の絞り圧延を行うことが必要であり、好ましくは40％以上がよい。
【００３２】
なお、フェライトとマルテンサイトからなる層状組織のマルテンサイト組織の層間隔は、2.0μm以下にすることにより、強度・延性のバランスに優れた鋼管が製造できる。すなわち、1180MPa以上の引張強度と15％以上の延性を両立させることができる。
【００３３】
絞り圧延後の冷却は、常法によって冷却すればよく、焼入れ処理を実施せずともマルテンサイト組織が得られる。なお、ミスト冷却、フォグ冷却、スプレー冷却などの強制冷却を行ってもよい。
【００３４】
また、絞り圧延は、潤滑下での圧延が望ましい。絞り圧延を潤滑下で行うことにより、板厚方向の歪分布を均一化させることができ、材質の安定化が達成される。無潤滑圧延では、材料表層部が特に歪むため、板厚方向に不均一な組織が形成されやすい。
【００３５】
なお、上記した本発明の絞り圧延の技術は、電縫鋼管に限定する必要はなく、固相圧接鋼管、鍛接鋼管および継目無鋼管等のいずれの素管にも適用可能であることは言うまでもない。
【００３６】
【実施例】
表１に示す組成の熱延鋼板を、電縫溶接して素管とし、その後、タンデム式のレデューサーを用いて、表２に記載の条件で絞り圧延を行った。得られた製品管について、組織と引張特性を詞査した。
(1)組織
各製品管から試験片を切り出し、管長手方向の断面組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、組織の種類を判別し、さらにマルテンサイトとフェライトの層状組織が得られた鋼管については、マルテンサイト組織の平均層間隔を、先に説明した方法により求めた。
(2)引張特性
各製品管の管長手方向から、JIS 11号試験片(管状試験片、標点間距離50mm)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳおよび伸びＥｌを求めた。
(3)結果
得られた結果を、表２に併せて示した。本発明の方法で製造した鋼管では、焼入れまたは焼入れ焼戻しなどの熱処理を行うことなく、引張強さＴＳが1180MPa以上、延性Ｅｌが15％以上でかつ、強度・延性バランスに優れた特性を達成できている。
【００３７】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、圧延後の焼入れまたは焼入れ焼戻しなどの熱処理を必要とせず、引張強度が1180MPa以上でかつ延性が15％以上の強度・延性バランスに優れた鋼管が供給できる。また、本発明によれば、鋼管の生産効率の向上、製造コスト低減が可能であり、産業上資するところが大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 加熱温度と引張強度ＴＳとの関係を示した図である。
【図２】 加熱温度と伸びＥｌとの関係を示した図である。
【図３】 加熱温度とＴＳ×Ｅｌの関係を示した図である。
【図４】 加熱温度とマルテンサイト組織の層間隔との関係を示した図である。
Claims (8)
- Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上であることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管。
- 上記成分のほかに、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＢ：０．００５ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度かつ延性に優れた電縫鋼管。
- 上記成分のほかにさらに、Ｃｒ：２ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：１ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度かつ延性に優れた電縫鋼管。
- 上記成分のほかにさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタルおよびＣａのうちの１種または２種以上をそれぞれ０．１ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度かつ延性に優れた電縫鋼管。
- Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０〜４．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して鋼帯とし、この鋼帯をロール成形したのち電縫溶接して素管とし、その後、該素管をＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、全縮径率２０％以上の絞り圧延することにより、管の長手方向に伸びたフェライトおよびマルテンサイトからなる層状組織を有するとともに、そのマルテンサイト組織は平均層間隔が２．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、延性が１５％以上の鋼管とすることを特徴とする高強度かつ延性に優れた電縫鋼管の製造方法。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＢ：０．００５ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の電縫鋼管の製造方法。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：２ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：１ｍａｓｓ％以下のうちのいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の電縫鋼管の製造方法。
- 上記成分組成に加えてさらに、ＲＥＭ、ミッシュメタルおよびＣａのうちの１種または２種以上をそれぞれ０．１ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の高強度かつ延性に優れた電縫鋼管の製造方法。
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