JP4975343B2 - 冷間鍛造加工性に優れた鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用部品、機械構造用部品の製造に用いる冷問鍛造加工性の優れた鋼管とその製造方法に関する。
自動車用部品や機械構造用部品等の素材として用いられる鋼管は一般に目的とする部品形状への冷間鍛造加工が施された後、焼き入れ処理による必要強度の付与がなされて使用される。焼き入れによって鋼管の強度を上げるためには素材である鋼管のＣ含有量を高くすることが必要である。通常、高炭素鋼の冷間鍛造加工性向上の観点から、高炭素鋼は球状化熱処理により強度を低下させることが一般的である。
例えば、高炭素鋼の冷間鍛造加工性を向上させるために、球状化熱処理する方法と熱処理した後の金属組織について知られている。（特許文献１、２参照）
一方、部品の形状が複雑になるとともに加工回数の低減によるコスト低減の観点から、さらに冷間鍛造加工性の優れた鋼管が必要となっている。
特開平１１一２６９５５２号公報
特開平１１−２６９５５３号公報
例えば、高炭素鋼の冷間鍛造加工性を向上させるために、球状化熱処理する方法と熱処理した後の金属組織について知られている。（特許文献１、２参照）
一方、部品の形状が複雑になるとともに加工回数の低減によるコスト低減の観点から、さらに冷間鍛造加工性の優れた鋼管が必要となっている。
しかしながら、上述の従来公知の球状化熱処理だけでは、十分な冷間鍛造加工性が得られなかった。自動車および機械構造用中・高炭素鋼管は、冷間により鍛造加工される場合が多く、優れた冷間鍛造加工性が要求されるものであった。
本発明では優れた冷間鍛造加工性を有する厚肉の高強度鋼管を提供することを目的としている。
本発明では優れた冷間鍛造加工性を有する厚肉の高強度鋼管を提供することを目的としている。
本発明は以下の構成を要旨とするものである。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１０％以下を含み、鋼管の管軸方向に垂直な断面の全域においてセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が７．８μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（２）本発明は、前記フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が４．５μｍ以下であることを特徴とする（１）に記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（３）更に本発明は、重量％でＣｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％のうち一種または二種以上を含んだ（１）又は（２）記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１０％以下を含み、鋼管の管軸方向に垂直な断面の全域においてセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が７．８μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（２）本発明は、前記フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が４．５μｍ以下であることを特徴とする（１）に記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（３）更に本発明は、重量％でＣｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％のうち一種または二種以上を含んだ（１）又は（２）記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管である。
（４）本発明は、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満に再加熱し、その温度範囲で５０分以上、８０分以下保持した後、空冷することを特徴とする先の（１）乃至（３）の何れか一項に記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管の製造方法である。
（５）本発明は、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ １変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、その後空冷することを特徴とする先の（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法である。
（６）本発明は、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．１〜１．０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲で５分以上、６０分以下保持した後、空冷することを特徴とする先の（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法である。
（５）本発明は、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ １変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、その後空冷することを特徴とする先の（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法である。
（６）本発明は、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．１〜１．０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲で５分以上、６０分以下保持した後、空冷することを特徴とする先の（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法である。
以上に説明した如く、この発明によれば、自動車および機械構造部品用の鋼管に必要な冷問鍛造加工性を付与することができ、自動車および機械構造部品用として満足できる鋼管が提供可能となる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明では化学成分、金属組織を特定条件下で組み合わせているが、以下各要件ごとに説明する。はじめに、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは自動車および機械構造用部品としての強度及び焼き入れ性を確保するために必要な元素であるが、０．１５％未満では最終製品の強度が不足し、焼き入れ性も確保できない。また、０．５０％を超えるとむしろ硬くなりすぎて冷問加工性の劣化を招く。従って、Ｃは０．１５〜０．５０％とする。
Ｓｉは固溶体強化により硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。従って、Ｓｉは０．３５％以下とした。
Ｍｎは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．５０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎは０．５０〜２．５０％とする。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは冷間加工において割れの発生起点となる。このため、Ｓ量はできるだけ少ないことが望ましい。従って、Ｓは０．０１０％以下とする。
本発明では化学成分、金属組織を特定条件下で組み合わせているが、以下各要件ごとに説明する。はじめに、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは自動車および機械構造用部品としての強度及び焼き入れ性を確保するために必要な元素であるが、０．１５％未満では最終製品の強度が不足し、焼き入れ性も確保できない。また、０．５０％を超えるとむしろ硬くなりすぎて冷問加工性の劣化を招く。従って、Ｃは０．１５〜０．５０％とする。
Ｓｉは固溶体強化により硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。従って、Ｓｉは０．３５％以下とした。
Ｍｎは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．５０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎは０．５０〜２．５０％とする。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは冷間加工において割れの発生起点となる。このため、Ｓ量はできるだけ少ないことが望ましい。従って、Ｓは０．０１０％以下とする。
Ｐは鋼中に不可避的に含有される成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、延性劣化の原因となるので、０．０１０％以下とする。
Ｃｒは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０５％未満ではこの効果が不十分である。一方、１．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｃｒは０．０５〜１．５０％とする。
Ｍｏは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０５％未満ではこの効果が不十分である。一方、１．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｍｏは０．０５〜１．５０％とする。
Ｎｉは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．１０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．００％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｎｉは０．１０〜２．００％とする。
Ｃｕは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．１０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．００％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｃｕは０．１０〜２．００％とする。
ＴｉはＮとの親和力が強いためにＢ添加した場合にＢＮの析出を防止し、固溶Ｂが確保できる。ＴｉはＢ添加する場合に必要に応じて添加するが、０．０１％未満では効果が不十分である。一方、０．２０％を超えるとＴｉＣの析出硬化が顕著となり、冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｔｉは０．０１〜０．２０％とする。
Ｃｒは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０５％未満ではこの効果が不十分である。一方、１．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｃｒは０．０５〜１．５０％とする。
Ｍｏは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０５％未満ではこの効果が不十分である。一方、１．５０％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｍｏは０．０５〜１．５０％とする。
Ｎｉは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．１０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．００％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｎｉは０．１０〜２．００％とする。
Ｃｕは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．１０％未満ではこの効果が不十分である。一方、２．００％を超えるとむしろ硬くなって冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｃｕは０．１０〜２．００％とする。
ＴｉはＮとの親和力が強いためにＢ添加した場合にＢＮの析出を防止し、固溶Ｂが確保できる。ＴｉはＢ添加する場合に必要に応じて添加するが、０．０１％未満では効果が不十分である。一方、０．２０％を超えるとＴｉＣの析出硬化が顕著となり、冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｔｉは０．０１〜０．２０％とする。
Ｎｂは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．００５％未満ではこの効果が不十分である。一方、０．１００％を超えて添加しても焼き入れ性の効果は飽和してしまう。従って、Ｎｂは０．００５〜０．１００％とする。
Ｂは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではこの効果が不十分である。一方、０．０１００％を超えると粒界脆化を招く場合がある。従って、Ｂは０．０００５〜０．０１００％とする。
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。０．００５０％を超えても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。従って、Ｍｇは０．００５０％以下とする。
Ｃａは、介在物の形態を調整し、冷問加工性を向上するのに有効である。Ｃａは多すぎると鋼中の介在物が増し逆に冷間加工性を劣化させる。従って、Ｃａは０．００１０〜０．０１００％とする。
Ｂは焼き入れ性の確保に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではこの効果が不十分である。一方、０．０１００％を超えると粒界脆化を招く場合がある。従って、Ｂは０．０００５〜０．０１００％とする。
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。０．００５０％を超えても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。従って、Ｍｇは０．００５０％以下とする。
Ｃａは、介在物の形態を調整し、冷問加工性を向上するのに有効である。Ｃａは多すぎると鋼中の介在物が増し逆に冷間加工性を劣化させる。従って、Ｃａは０．００１０〜０．０１００％とする。
次に、金属組織の限定理由について説明する。
冷間鍛造加工性はセメンタイトの形態および分散状態、さらにはフェライト分率とフェライト粒径に大きく影響される。冷間鍛造加工性の優れた鋼管を得るためには、鋼管の管軸方向に垂直な断面においてセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１０μｍ以下にすることが重要であり、上記の一つでも満足しない場合、本発明の効果は得られず、全てを満足して初めて効果が得られるものである。
セメンタイトの平均粒径は冷間鍛造加工におけるボイドの発生に大きく影響する。セメンタイトが微細なるとボイドの発生は抑制できるがセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ未満になると強度の上昇にともない伸びが低下し、そのため冷問鍛造加工性も低下する。一方、セメンタイトの平均粒径の増加にともない冷間鍛造加工性は向上するが、セメンタイトの平均粒径が１．００μｍを超えると、冷間鍛造加工におけるボイドの発生により冷間鍛造加工性が低下し、割れが発生しやすくなる。以上より、セメンタイトの平均粒径は０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下とする。
冷間鍛造加工性はセメンタイトの形態および分散状態、さらにはフェライト分率とフェライト粒径に大きく影響される。冷間鍛造加工性の優れた鋼管を得るためには、鋼管の管軸方向に垂直な断面においてセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１０μｍ以下にすることが重要であり、上記の一つでも満足しない場合、本発明の効果は得られず、全てを満足して初めて効果が得られるものである。
セメンタイトの平均粒径は冷間鍛造加工におけるボイドの発生に大きく影響する。セメンタイトが微細なるとボイドの発生は抑制できるがセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ未満になると強度の上昇にともない伸びが低下し、そのため冷問鍛造加工性も低下する。一方、セメンタイトの平均粒径の増加にともない冷間鍛造加工性は向上するが、セメンタイトの平均粒径が１．００μｍを超えると、冷間鍛造加工におけるボイドの発生により冷間鍛造加工性が低下し、割れが発生しやすくなる。以上より、セメンタイトの平均粒径は０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下とする。
フェライトの分率とフェライト結晶粒の円相当の平均粒径は冷間鍛造加工性を支配する重要な因子である。フェライトの分率が１０％を超え、かっフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１０μｍを超えると、冷間鍛造加工時にフェライトの部分が大きく変形するため、フェライトの結晶粒界近傍の球状セメンタイトの界面に応力集中によるボイドが発生し、これがクラックに成長するため、冷間加工性を劣化させてしまう。球状セメンタイトの分散状態を均一にすることにより、フェライトの結晶粒界近傍での球状セメンタイトの界面の応力集中が緩和され、ボイドの発生が抑制されることで冷問鍛造加工性が向上する。フェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１０μｍ以下にすることにより、球状セメンタイトの分散状態を均一にした場合と同様な効果が得られ、冷間加工性が著しく向上する。
次に、本発明の冷間加工性の優れた鋼管の製造方法の限定理由について説明する。
本発明の金属組織を得るためには、鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で連続冷却することによりフェライトの生成を抑制する。その結果、鋼管の管軸方向に垂直な断面の全域において、セメンタイトが均一に分散した組織が得られ、その後の球状化熱処理により、球状化したセメンタイトの均一分散化が達成できる。
次に、球状化熱処理条件について説明する。
鋼管を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満に再加熱し、その温度範囲で５０分以上、８０分以下保持した後、空冷する。まず、加熱温度を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上に限定したのは加熱温度が（Ａｃ１変態点温度−２０℃）未満ではセメンタイトの球状化が不十分で軟質化が達成できない。一方、加熱温度がＡｃ１変態点温度を超えると、一部がオーステナイト化されセメンタイトの一部が再固溶される。オーステナイトは加熱後の空冷においてフェライト＋パーライトに変態し軟質化が達成できない。以上のことから本熱処理での加熱温度を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満とした。
加熱時問を５０〜８０分に保持した理由について説明する。
加熱時間が５０分未満ではセメンタイトの球状化が不十分で軟質化が達成できない。一方、８０分を超えるとセメンタイトの球状化は進行するが硬さの低下代は飽和してしまう。さらには熱処理時間が増すことで、製造コストが高くなる。以上のことから本熱処理での加熱時間を５０以上、８０分以下とする。
本発明の金属組織を得るためには、鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で連続冷却することによりフェライトの生成を抑制する。その結果、鋼管の管軸方向に垂直な断面の全域において、セメンタイトが均一に分散した組織が得られ、その後の球状化熱処理により、球状化したセメンタイトの均一分散化が達成できる。
次に、球状化熱処理条件について説明する。
鋼管を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満に再加熱し、その温度範囲で５０分以上、８０分以下保持した後、空冷する。まず、加熱温度を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上に限定したのは加熱温度が（Ａｃ１変態点温度−２０℃）未満ではセメンタイトの球状化が不十分で軟質化が達成できない。一方、加熱温度がＡｃ１変態点温度を超えると、一部がオーステナイト化されセメンタイトの一部が再固溶される。オーステナイトは加熱後の空冷においてフェライト＋パーライトに変態し軟質化が達成できない。以上のことから本熱処理での加熱温度を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満とした。
加熱時問を５０〜８０分に保持した理由について説明する。
加熱時間が５０分未満ではセメンタイトの球状化が不十分で軟質化が達成できない。一方、８０分を超えるとセメンタイトの球状化は進行するが硬さの低下代は飽和してしまう。さらには熱処理時間が増すことで、製造コストが高くなる。以上のことから本熱処理での加熱時間を５０以上、８０分以下とする。
また、次のような鋼管の球状化熱処理条件でも冷間鍛造加工性に優れた鋼管が得られる。鋼管をＡｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、その後空冷する。Ａｃ１変態点温度とＡｃ３変態点温度の二相域加熱であってもＡｃ３変態点温度の直下ではフェライトからオーステナイト化する比率が大きいので大部分のセメンタイトが溶けてしまう。これに対してＡｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に加熱することでフェライトからオーステナイト化する比率が僅かであるために溶け残ったセメンタイトが存在する。その温度範囲で２０分を超えると、その温度範囲で溶け残ったセメンタイトの大部分が溶けてしまうため２０分以下とする。加熱後の連続冷却では、溶け残ったセメンタイトを核に球状化成長する。このために加熱後の連続冷却速度を０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃとする。連続冷却終了温度は（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲とし、その後空冷する。
さらに、次のような鋼管の球状化熱処理条件でも冷問鍛造加工性に優れた鋼管が得られる。鋼管をＡｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．１〜１．０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲で５分以上、６０分以下保持した後、空冷する。Ａｃ１変態点温度とＡｃ３変態点温度の二相域加熱であってもＡｃ３変態点温度の直下ではフェライトからオーステナイト化する比率が大きいので大部分のセメンタイトが溶けてしまう。これに対して、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に加熱することで、フェライトからオーステナイト化する比率が僅かであるために溶け残ったセメンタイトが存在する。その温度範囲で２０分を超えると、その温度範囲で溶け残ったセメンタイトの大部分が溶けてしまうため２０分以下とする。
加熱後の連続冷却および冷却終了温度範囲ではパーライト変態を抑制するために、０．１〜１．０℃／ｓｅｃの冷却速度で、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の冷却終了温度範囲とする。冷却終了温度での保持時問が５分未満ではセメンタイトの球状化が不十分で軟質化が達成できない。一方、６０分を超えるとセメンタイトの球状化は進行するが硬さの低下代は飽和してしまう。さらには熱処理時間が増すことで、製造コストが高くなる。
表１に鋼管の化学成分と変態点を示す。鋼管は変態点についてはフォーマスター試験により実測した。図１に鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、連続冷却する熱処理条件を示す。図２に鋼管を（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満に加熱し、その温度で５０分以上、８０分以下保持した後、空冷する熱処理条件を示す。図３に鋼管をＡｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に加熱し、その温度で２０分以下保持した後、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下まで０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃで冷却し、その後空冷する熱処理条件を示す。図４に鋼管をＡｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃〉以下に加熱し、その温度で２０分以下保持した後、（Ａｒ１変態点 温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下まで０．１〜１．０℃／ｓｅｃで冷却し、その温度で５分以上、６０分以下保持した後、空冷する熱処理条件を示す。
表２に本発明により製造された鋼管および比較で製造された鋼管の金属組織と冷間鍛造加工性を示す。表２の記号１〜１０は本発明範囲内の本発明例であり、表２の記号１１〜１７は本発明範囲から外れる比較例である。金属組織の観察はＳＥＭにより２０００倍で６視野を観察し、セメンタイトの平均粒径およびフェライトの結晶粒の円相当直径を算出した。冷間鍛造加工性は圧縮試験により評価した。φ７×Ｌ１０ｍｍの円柱状の試験片を鋼管の管軸方向が試験片のＬ方向となるように採取した。試験片のＬ方向に圧縮した場合、表面に割れが発生したときの試験片の高さを圧縮高さＬ’とした。硬さはビッカース硬度計による表面硬さを示す。荷重は９．８Ｎである。
表２より記号１〜１０の試験例は、セメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１０μｍ以下であることから、圧縮高さｈ’が１．２〜１．５ｍｍと低く、冷間鍛造性が優れている。表２の記号１１は化学成分のＣが０．１２％と本発明範囲から外れ、さらに硬さは低いがフェライト分率が１５．０％と本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。表２の記号１２は化学成分のＭｎが２．９０％と本発明範囲から外れ硬さが高く、さらにセメンタイトの平均粒径が１．２０μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。表２の記号１３は化学成分のＣが０．６０％と本発明範囲から外れ硬さが高く、さらにフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１８．０μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。
表２の記号１４は本発明例である記号４と同じ化学成分であり硬さも同等であるが、フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が１２．０μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例である記号４に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。これは、熱処理条件がｃであり、Ａｃ３変態点温度以上に加熱後の冷却速度が低い影響によるものと思われる。
表２の記号１５は本発明例である記号５と同じ化学成分であり硬さも同等であるが、フェライトの分率が１４．０％と本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例である記号５に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。これは、熱処理条件がｃであり、Ａｃ３変態点温度以上に加熱後の冷却速度が低い影響によるものと思われる。
表２の記号１６は試験例である記号９と同じ化学成分で南り硬さも同等であるが、セメンタイトの平均粒径が２．００μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例である記号９に比較して高く・冷間鍛造性が劣っている。
表２の記号１７は試験例である記号１０と同じ化学成分であり硬さも同等であるが、フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が２０．５μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが試験例である記号１０に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。
表２の記号１５は本発明例である記号５と同じ化学成分であり硬さも同等であるが、フェライトの分率が１４．０％と本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例である記号５に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。これは、熱処理条件がｃであり、Ａｃ３変態点温度以上に加熱後の冷却速度が低い影響によるものと思われる。
表２の記号１６は試験例である記号９と同じ化学成分で南り硬さも同等であるが、セメンタイトの平均粒径が２．００μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが本発明例である記号９に比較して高く・冷間鍛造性が劣っている。
表２の記号１７は試験例である記号１０と同じ化学成分であり硬さも同等であるが、フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が２０．５μｍと本発明範囲から外れることから、圧縮高さが試験例である記号１０に比較して高く、冷間鍛造性が劣っている。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１０％以下を含み、鋼管の管軸方向に垂直な断面の全域においてセメンタイトの平均粒径が０．１０μｍ以上、１．００μｍ以下であり、さらにフェライトの分率が１０％以下、かつフェライト結晶粒の円相当の平均粒径が７．８μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造加工性に優れた鋼管。
- 前記フェライト結晶粒の円相当の平均粒径が４．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管。
- 更に、重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％のうち一種または二種以上を含んだことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造加工性に優れた鋼管。
- 請求項１乃至３のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、（Ａｃ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｃ１変態点温度未満に再加熱し、その温度範囲で５０分以上、８０分以下保持した後、空冷することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法。
- 請求項１乃至３のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．０１〜０．１０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ １変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、その後空冷することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法。
- 請求項１乃至３のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼管をＡｃ３変態点温度以上に加熱後、１．０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで連続冷却した後、Ａｃ１変態点温度以上、（Ａｃ１変態点温度＋３０℃）以下に再加熱し、その温度範囲で２０分以下保持した後、０．１〜１．０℃／ｓｅｃの冷却速度で（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲まで連続冷却し、（Ａｒ１変態点温度−２０℃）以上、Ａｒ１変態点温度以下の温度範囲で５分以上、６０分以下保持した後、空冷することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の鋼管の製造方法。
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