JP5391656B2 - 自動車部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、トーションビーム、アクスルビーム、トレーリングビーム、サスペンションアーム、スタビライザー、ピラー等の自動車構造部材用として好適な、高張力溶接鋼管に係り、とくに耐溶接熱影響部軟化特性の向上に関する。
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費軽減が指向され、そのため、自動車車体の軽量化が進められている。自動車車体の軽量化のためには、トーションビーム、アクスルビーム、トレーリングビーム、サスペンションアーム、スタビライザー、ピラー等の自動車構造部材についても例外ではない。自動車構造部材では、従来、棒鋼を製品形状に加工した中実材、あるいは溶接した板材が使用されてきたが、車体の軽量化のために、閉断面で高剛性を有する鋼管（中空材）の使用が積極的に検討されている。
例えば、特許文献１には、自動車の構造部材や足回り部材用として好適な、ハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.3％、Si：2.0％以下、Mn：1.5％超5.0％以下、Cr：0.1％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.3％以下、Ｎ：0.01％以下を含む組成の溶接鋼管を素材鋼管とし、該素材鋼管に加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率：35％以上で、圧延終了温度：500〜900℃とする絞り圧延を施す、ｎ値とｒ値の積ｎ×ｒが0.15％以上を有するハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管の製造方法である。なお、特許文献１に記載された技術では、引張強さが980MPa以下の溶接鋼管の場合にはTiは0.1％以上積極的に含有することが好ましいとしている。また、特許文献１に記載された技術では、Crは延性、溶接性を劣化させるとして0.1％以下に限定されている。
また、特許文献２には、自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.035〜0.099％、Si：0.10〜0.45％、Mn：2.05〜2.8％、Ti：0.001〜0.04％、Nb：0.001〜0.04％、Ｂ：0.0001〜0.0035％、Cr：0.001〜0.29％、Al：0.01〜0.08％を含む組成の鋼スラブを加熱し、仕上圧延温度：980〜750℃、巻取り温度：700〜350℃とする熱間圧延で熱延鋼帯とし、該熱延鋼帯を連続成形してオープン管とし、該オープン管に電縫溶接して管体としたのち、該管体に、1000〜850℃に加熱したのち、縮径圧延終了温度：800〜620℃、縮径率：25〜75％とする縮径圧延を施し、縮径圧延終了後、620〜420℃までを平均冷却速度で0.5〜50℃/sで冷却する技術である。これにより内外面の表面粗さを特定の範囲に調整でき、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性を向上させることができるとしている。
特開2003−49246号公報
特開2006−312773号公報
特許文献１，２に記載された技術によれば、製品管としての所望の特性は十分に確保できるといえるが、しかし、部材としたのちに部材同士をアーク溶接で接合した場合には溶接熱影響部に軟化部が生じる場合があり、繰返し応力が付与されるような使途では、軟化部に応力が集中し、疲労寿命が低下するという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題点を解決し、高強度でかつ優れた成形性と、優れた低温靭性を兼ね備えたうえ、耐溶接熱影響部軟化特性に優れた自動車構造部材用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。
本発明は、かかる従来技術の問題点を解決し、高強度でかつ優れた成形性と、優れた低温靭性を兼ね備えたうえ、耐溶接熱影響部軟化特性に優れた自動車構造部材用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。
なお、ここで「高強度」とは、引張強さTSが780MPa以上である場合をいうものとする。また、「優れた成形性」とは、JIS 12号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの伸びElが10％以上である場合をいうものとする。また、「優れた低温靭性」とは、円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs50が−40℃以下である場合をいうものとする。また、「耐溶接熱影響部軟化特性に優れた」とは、溶接熱の影響を全く受けない母材の硬さである母材部硬さHV０と溶接熱影響部の最低硬さHVHAZminとの差ΔＨＶが50ポイント以下の場合をいうものとする。なお、溶接熱影響部の最低硬さHVHAZminは、鋼管表面に、入熱3.5kJ/cmのアーク溶接で単層ビード（いわゆるビードオンプレート）を形成し、図１に示すように、該ビード溶接方向に直交する断面で肉厚中心部をビッカース硬さ計（試験力：0.98Ｎ（100g荷重））を用いて測定した場合の溶接熱影響部における最低硬さをいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、強度、靭性、加工性さらには溶接熱影響部硬さに及ぼす組成、製造条件の影響を鋭意研究した。その結果、素材とする溶接鋼管を、質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：1.5〜4.0％を含み、さらにＢ、Nbを、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb：0.04超〜0.1％の範囲内で調整して含み、さらにCr、Mo、TiをCr：0.11〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ti：0.001〜0.1％の範囲内で調整して含む組成にすることにより、所望の強度を確保し、溶接熱影響部の軟化を抑制することができることを知見した。また、上記した組成の素材鋼管に加熱温度、圧延終了温度を最適化した縮径圧延を施すことにより、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、またはベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する鋼管とすることができ、高強度と高靭性、さらに優れた加工性をも兼ね備えた鋼管となることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb：0.04超〜0.1％、Cr：0.11〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ti：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織とを有し、溶接熱の影響を全く受けない母材の硬さである母材部硬さHV ０ と溶接熱影響部の最低硬さHV HAZmin との差ΔＨＶが50ポイント以下である優れた耐溶接熱影響部軟化特性、JIS 12号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの伸びElが10％以上である優れた母材部延性、円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた母材部靭性および円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた溶接熱影響部靭性を有することを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管。
（４）質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb：0.04超〜0.1％、Cr：0.11〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ti：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管を素材として、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、縮径圧延を施すに際し、該縮径圧延を圧延終了温度が700〜900℃の範囲の温度で、累積縮径率が25〜75％である圧延とし、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する鋼管とすることを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記縮径圧延が、圧延の途中に、中間加熱処理を含むことを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記縮径圧延に引続いて、冷間引抜き処理、あるいはさらに焼ならし処理を施すことを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb：0.04超〜0.1％、Cr：0.11〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ti：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織とを有し、溶接熱の影響を全く受けない母材の硬さである母材部硬さHV ０ と溶接熱影響部の最低硬さHV HAZmin との差ΔＨＶが50ポイント以下である優れた耐溶接熱影響部軟化特性、JIS 12号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの伸びElが10％以上である優れた母材部延性、円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた母材部靭性および円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた溶接熱影響部靭性を有することを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管。
（４）質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb：0.04超〜0.1％、Cr：0.11〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ti：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管を素材として、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、縮径圧延を施すに際し、該縮径圧延を圧延終了温度が700〜900℃の範囲の温度で、累積縮径率が25〜75％である圧延とし、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する鋼管とすることを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記縮径圧延が、圧延の途中に、中間加熱処理を含むことを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記縮径圧延に引続いて、冷間引抜き処理、あるいはさらに焼ならし処理を施すことを特徴とする自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上の高強度で、伸びEl：10％以上の優れた成形性と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs50が−40℃以下の優れた低温靭性とを兼ね備え、さらに耐溶接熱影響部軟化特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
本発明高張力溶接鋼管の組成限定理由について説明する。以下、質量％は、とくに断わらない限り単に％で記す。
Ｃ：0.02〜0.15％
Ｃは、鋼の強度増加に寄与する元素であり、所望の引張強さを確保するために、本発明では0.02％以上の含有を必要とする。また、Ｃ含有量が0.02％未満では、溶接時の結晶粒粗大化を阻止できなくなり、溶接熱影響部の軟化が著しくなる。一方、0.15％を超える過剰の含有は、成形性を低下させるとともに、低温靭性を低下させ所望の低温靭性を確保することが難しくなる。このため、Ｃは0.02〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。
Ｃ：0.02〜0.15％
Ｃは、鋼の強度増加に寄与する元素であり、所望の引張強さを確保するために、本発明では0.02％以上の含有を必要とする。また、Ｃ含有量が0.02％未満では、溶接時の結晶粒粗大化を阻止できなくなり、溶接熱影響部の軟化が著しくなる。一方、0.15％を超える過剰の含有は、成形性を低下させるとともに、低温靭性を低下させ所望の低温靭性を確保することが難しくなる。このため、Ｃは0.02〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。
Si：0.01〜0.5％
Siは、脱酸剤として寄与するとともに、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする、一方、0.5％を超える含有は、表面性状の顕著な劣化を招くとともに、延性を低下させ所望の延性を確保することが難しくなるうえ、溶接性をも低下させる。このため、Siは0.01〜0.5％の範囲に限定した。
Siは、脱酸剤として寄与するとともに、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする、一方、0.5％を超える含有は、表面性状の顕著な劣化を招くとともに、延性を低下させ所望の延性を確保することが難しくなるうえ、溶接性をも低下させる。このため、Siは0.01〜0.5％の範囲に限定した。
Mn：1.5〜4.0％
Mnは、鋼の強度増加に寄与する元素であり、所望の引張強さを確保するために、本発明では1.5％以上の含有を必要とする。一方、4.0％を超えて含有すると、延性が低下し所望の延性を確保できなくなるとともに、低温靭性、とくに溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Mnは1.5〜4.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは2.5〜3.5％である。
Mnは、鋼の強度増加に寄与する元素であり、所望の引張強さを確保するために、本発明では1.5％以上の含有を必要とする。一方、4.0％を超えて含有すると、延性が低下し所望の延性を確保できなくなるとともに、低温靭性、とくに溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Mnは1.5〜4.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは2.5〜3.5％である。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は0.01％以上の含有で顕著となるが、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｐは0.1％以下に限定した。なお、Ｐによる強化をそれほど必要としない場合には、0.05％以下に限定することが好ましい。
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は0.01％以上の含有で顕著となるが、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｐは0.1％以下に限定した。なお、Ｐによる強化をそれほど必要としない場合には、0.05％以下に限定することが好ましい。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では非金属介在物として存在する。これら非金属介在物は、成形時の割れの起点、あるいは疲労破壊時の割れの起点となる場合があり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.01％以下に低減すれば、上記した懸念への影響は少なくなる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下、より好ましくは0.0010％以下である。
Ｓは、鋼中では非金属介在物として存在する。これら非金属介在物は、成形時の割れの起点、あるいは疲労破壊時の割れの起点となる場合があり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.01％以下に低減すれば、上記した懸念への影響は少なくなる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下、より好ましくは0.0010％以下である。
Al：0.01〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒粗大化を抑制する作用を有する元素であり、本発明では0.01％以上含有させる。一方、0.1％を超える含有は、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下する。このため、Alは0.01〜0.1％とした。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒粗大化を抑制する作用を有する元素であり、本発明では0.01％以上含有させる。一方、0.1％を超える含有は、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下する。このため、Alは0.01〜0.1％とした。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
Ｂ：0.0005〜0.0030％
Ｂは、熱間縮径圧延において、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、ベイナイト相の生成に寄与する。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、熱間加工性が低下する。このようなことから、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。
Ｂは、熱間縮径圧延において、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、ベイナイト相の生成に寄与する。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、熱間加工性が低下する。このようなことから、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。
Nb：0.04超〜0.1％
Nbは、少量の含有で鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与し、本発明では重要な元素である。このような効果は0.04％超の含有で顕著となる。一方、0.1％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させる。このため、Nbは0.04超〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.10％である。
Nbは、少量の含有で鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与し、本発明では重要な元素である。このような効果は0.04％超の含有で顕著となる。一方、0.1％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させる。このため、Nbは0.04超〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.10％である。
Cr：0.11〜1.0％
Crは、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有する元素であり、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与する。このような効果は、0.11％以上の含有で顕著となるが、1.0％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させ、さらに鋼の再結晶温度上昇効果も飽和する。このため、Crは0.11〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.11〜0.6％である。
Crは、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有する元素であり、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与する。このような効果は、0.11％以上の含有で顕著となるが、1.0％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させ、さらに鋼の再結晶温度上昇効果も飽和する。このため、Crは0.11〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.11〜0.6％である。
Mo：0.01〜0.5％
Moは、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与し、本発明ではNbとともに重要な元素である。また、Moは、Ｂと同様に、熱間縮径圧延において、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、ベイナイト相の生成に寄与する。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となるが、0.5％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させ、さらに鋼の再結晶温度上昇効果も飽和する。このため、Moは0.01〜0.5％の範囲に限定した。
Moは、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与し、本発明ではNbとともに重要な元素である。また、Moは、Ｂと同様に、熱間縮径圧延において、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、ベイナイト相の生成に寄与する。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となるが、0.5％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、製造性を阻害するとともに、延性を低下させ、さらに鋼の再結晶温度上昇効果も飽和する。このため、Moは0.01〜0.5％の範囲に限定した。
Ti：0.001〜0.1％
Tiは、Nbと同様に、少量の含有で結晶粒を微細化し、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、延性を低下させるとともに、鋼の再結晶温度上昇効果が飽和する。このため、Tiは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.05％である。
Tiは、Nbと同様に、少量の含有で結晶粒を微細化し、鋼の強度を増加させるとともに、鋼の再結晶温度を上昇させる作用を有し、高強度化と、溶接熱影響部の回復抑制や再結晶粒の粗大化抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、延性を低下させるとともに、鋼の再結晶温度上昇効果が飽和する。このため、Tiは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.05％である。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、Alと結合しAlNとして結晶粒を微細化する。このような効果は0.001％以上の含有で顕著となるため、0.001％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の成分に加えてさらに、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。
Ｎは、Alと結合しAlNとして結晶粒を微細化する。このような効果は0.001％以上の含有で顕著となるため、0.001％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の成分に加えてさらに、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。
Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Ｖ、Ｗはいずれも、延性を低下させることなく、強度を増加させることができる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Ｖ：0.001％以上、Ｗ：0.001％以上のそれぞれの含有で顕著となる。一方、Cu：１％、Ni：１％、Ｖ：0.05％、Ｗ：0.05％を、それぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、熱間加工性、冷間加工性が低下する。このため、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Cu、Ni、Ｖ、Ｗはいずれも、延性を低下させることなく、強度を増加させることができる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Ｖ：0.001％以上、Ｗ：0.001％以上のそれぞれの含有で顕著となる。一方、Cu：１％、Ni：１％、Ｖ：0.05％、Ｗ：0.05％を、それぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、熱間加工性、冷間加工性が低下する。このため、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形態を球状とし、成形時の割れの起点、疲労破壊時の割れの起点の低減に有効に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果は、Ca、REMともに0.0020％以上の含有で顕著となる。一方、Ca：0.02％、REM：0.02％を、それぞれ超える含有は、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。このため、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下にそれぞれ限定することが好ましい。なお、CaとREMとを複合して含有する場合には、合計量で0.03％以下とすることがより好ましい。
Ca、REMはいずれも、介在物の形態を球状とし、成形時の割れの起点、疲労破壊時の割れの起点の低減に有効に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果は、Ca、REMともに0.0020％以上の含有で顕著となる。一方、Ca：0.02％、REM：0.02％を、それぞれ超える含有は、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。このため、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下にそれぞれ限定することが好ましい。なお、CaとREMとを複合して含有する場合には、合計量で0.03％以下とすることがより好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
本発明高張力溶接鋼管は、上記した組成を有し、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する。これにより、所望の高強度と高靭性とを確保できる。
本発明高張力溶接鋼管は、上記した組成を有し、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する。これにより、所望の高強度と高靭性とを確保できる。
なお、ここでいう「主相」とは、面積率で50％以上を占める相をいうものとする。また、第二相のマルテンサイト相が、15％を超えると、低温靭性が低下するとともに、溶接熱影響部において、硬質なマルテンサイトがセメンタイトに変化し著しい軟化を生じる場合がある。このため、第二相であるマルテンサイトは、面積率で15％以下に限定した。なお、第二相には、上記した面積率の範囲内で、マルテンサイト相以外に、フェライト相、パーライト相、セメンタイト相、炭化物相を含んでも良い。
つぎに、本発明高張力溶接鋼管の好ましい製造方法について説明する。
本発明高張力溶接鋼管は、上記した組成を有する溶接鋼管を素材とし、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、縮径圧延を施す。
素材とする溶接鋼管の製造方法は、とくに限定されないが、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延鋼帯（熱延板）とするか、あるいはさらに該熱延板に冷間圧延と焼鈍処理を施し冷延鋼帯（冷延板）として鋼管素材とし、該鋼管素材を用いて溶接鋼管とすることが好ましい。
本発明高張力溶接鋼管は、上記した組成を有する溶接鋼管を素材とし、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、縮径圧延を施す。
素材とする溶接鋼管の製造方法は、とくに限定されないが、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延鋼帯（熱延板）とするか、あるいはさらに該熱延板に冷間圧延と焼鈍処理を施し冷延鋼帯（冷延板）として鋼管素材とし、該鋼管素材を用いて溶接鋼管とすることが好ましい。
なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊法等の常用の方法でスラブ等の圧延素材とすることが好ましい。
また、熱延板、冷延板の鋼管素材を用いた溶接鋼管は、例えば、該鋼管素材を、冷間あるいは温間で、ロール成形あるいは曲げ加工によりオープン管形状としたのち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、誘導加熱等を用いて融点以上に加熱しスクイズロールで衝合接合する電縫溶接法により製造されることが好ましい。素材とする溶接鋼管の製造方法は、上記した電縫溶接法を用いる場合に限定されるものではなく、鍛接法、あるいはその他の方法、例えば固相圧接法を用いてもよいことは言うまでもない。
また、熱延板、冷延板の鋼管素材を用いた溶接鋼管は、例えば、該鋼管素材を、冷間あるいは温間で、ロール成形あるいは曲げ加工によりオープン管形状としたのち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、誘導加熱等を用いて融点以上に加熱しスクイズロールで衝合接合する電縫溶接法により製造されることが好ましい。素材とする溶接鋼管の製造方法は、上記した電縫溶接法を用いる場合に限定されるものではなく、鍛接法、あるいはその他の方法、例えば固相圧接法を用いてもよいことは言うまでもない。
本発明では、上記した組成の溶接鋼管を素材として、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、圧延終了温度が700〜900℃の範囲の温度で、累積縮径率が25〜75％である縮径圧延を施す。
加熱温度：Ａc3変態点以上
加熱温度がＡc3変態点未満では、溶接部の結晶粒の微細化が達成できず、溶接部の靭性が低下する。このため、加熱温度はＡc3変態点以上の温度に限定することが好ましい。加熱温度の上限はとくに限定されないが、1100℃以下とすることがより好ましい。加熱温度が1100℃を超えて高温となると、素材である溶接鋼管の表面性状が劣化し耐疲労特性が低下する。なお、該加熱温度に加熱したのち、均熱のための保持を行ってもよい。
加熱温度：Ａc3変態点以上
加熱温度がＡc3変態点未満では、溶接部の結晶粒の微細化が達成できず、溶接部の靭性が低下する。このため、加熱温度はＡc3変態点以上の温度に限定することが好ましい。加熱温度の上限はとくに限定されないが、1100℃以下とすることがより好ましい。加熱温度が1100℃を超えて高温となると、素材である溶接鋼管の表面性状が劣化し耐疲労特性が低下する。なお、該加熱温度に加熱したのち、均熱のための保持を行ってもよい。
圧延終了温度：700〜900℃
圧延終了温度が700℃未満では、縮径圧延により導入されるフェライト変態核が増加してフェライト変態が促進され、フェライト相組織分率が増加し、強度が低下し所望の高強度が確保できなくなるとともに、低温靭性が低下する。一方、900℃を超えると、表面性状が低下し耐疲労特性が低下する。このため、圧延終了温度は700〜900℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
圧延終了温度が700℃未満では、縮径圧延により導入されるフェライト変態核が増加してフェライト変態が促進され、フェライト相組織分率が増加し、強度が低下し所望の高強度が確保できなくなるとともに、低温靭性が低下する。一方、900℃を超えると、表面性状が低下し耐疲労特性が低下する。このため、圧延終了温度は700〜900℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
累積縮径率：25〜75％
累積縮径率は、得られる鋼管の延性、低温靭性を所望の範囲内とするために重要な要因となる。累積縮径率が25％未満では、得られる鋼管の結晶粒が大きく、所望の高強度、低温靭性を確保できなくなる。一方、75％を超えると、縮径圧延により導入される歪が大きくなり、表面粗さが粗くなり、耐疲労特性が低下する。また、縮径圧延により導入されるフェライト変態核が増加してフェライト変態が促進され、フェライト相組織分率が増加する。このため強度が低下し所望の高強度が確保できなくなるとともに、低温靭性が低下する。このようなことから、累積縮径率は25〜75％に限定することが好ましい。
累積縮径率は、得られる鋼管の延性、低温靭性を所望の範囲内とするために重要な要因となる。累積縮径率が25％未満では、得られる鋼管の結晶粒が大きく、所望の高強度、低温靭性を確保できなくなる。一方、75％を超えると、縮径圧延により導入される歪が大きくなり、表面粗さが粗くなり、耐疲労特性が低下する。また、縮径圧延により導入されるフェライト変態核が増加してフェライト変態が促進され、フェライト相組織分率が増加する。このため強度が低下し所望の高強度が確保できなくなるとともに、低温靭性が低下する。このようなことから、累積縮径率は25〜75％に限定することが好ましい。
また、本発明で素材に適用する縮径圧延では、圧延の途中で加熱する中間加熱処理を含んでもよい。
中間加熱処理は、所望の圧延終了温度を確保するために、適用するものである。なお、中間加熱処理を施す場合には、累積縮径率は、中間加熱処理の前後における縮径率の合計とする。ただし、中間加熱処理を素材のＡc3変態点以上に加熱する処理とした場合には、累積縮径率は中間加熱処理後の縮径率とする。
中間加熱処理は、所望の圧延終了温度を確保するために、適用するものである。なお、中間加熱処理を施す場合には、累積縮径率は、中間加熱処理の前後における縮径率の合計とする。ただし、中間加熱処理を素材のＡc3変態点以上に加熱する処理とした場合には、累積縮径率は中間加熱処理後の縮径率とする。
以下、本発明について、実施例に基づいてさらに詳細に説明する。
表１に示す組成の溶接鋼管（外径146mmφ×肉厚3.4mm）を素材とした。なお、これらの溶接鋼管は、表１に示す組成の熱延鋼板（板厚：3.4mm）を、ロール成形してオープン管とし、該オープン管の両端部を突き合わせ誘導加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで衝合接合して得た電縫溶接鋼管である。
これら素材に、表２に示す条件の縮径圧延を施し、製品管とした。なお、一部では縮径圧延の途中に表２に示す条件の中間加熱処理を施したのち、さらに縮径圧延を行った。
これら素材に、表２に示す条件の縮径圧延を施し、製品管とした。なお、一部では縮径圧延の途中に表２に示す条件の中間加熱処理を施したのち、さらに縮径圧延を行った。
得られた製品管から、試験片を採取して、組織観察試験、引張試験、シャルピー衝撃試験、溶接部硬さ試験を実施した。試験方法は次の通りである。
（１）組織観察試験
得られた製品管から、組織観察用試験片を採取し、円周方向断面が観察面となるように研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で組織を観察し、撮影して、組織の同定を行うとともに、第二相（マルテンサイト相他）の組織分率を画像解析装置を用いて、算出した。
（２）引張試験
得られた製品管から、管長手方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた製品管から試験材を採取し展開して、管円周方向が試験片長さ方向となるように、JIS Z 2242の規定に準拠してＶノッチ試験片（1/4サイズ：2.5mm厚）を、母材部および溶接部から採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度Trs50を求め、低温靭性を評価した。
（４）溶接部硬さ試験
得られた製品管表面に、単層ビードをアーク溶接し、溶接部を形成した。アーク溶接は、溶接ワイヤ（590MPa級ソリッドワイヤ）を用い、シールドガス（Ar＋20％CO２：流量20L/min）中で、溶接電流：90Ａ、溶接電圧：20Ｖ、溶接速度：300mm/min（入熱：3.6kJ/cm）の溶接条件で行った。
（１）組織観察試験
得られた製品管から、組織観察用試験片を採取し、円周方向断面が観察面となるように研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で組織を観察し、撮影して、組織の同定を行うとともに、第二相（マルテンサイト相他）の組織分率を画像解析装置を用いて、算出した。
（２）引張試験
得られた製品管から、管長手方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた製品管から試験材を採取し展開して、管円周方向が試験片長さ方向となるように、JIS Z 2242の規定に準拠してＶノッチ試験片（1/4サイズ：2.5mm厚）を、母材部および溶接部から採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度Trs50を求め、低温靭性を評価した。
（４）溶接部硬さ試験
得られた製品管表面に、単層ビードをアーク溶接し、溶接部を形成した。アーク溶接は、溶接ワイヤ（590MPa級ソリッドワイヤ）を用い、シールドガス（Ar＋20％CO２：流量20L/min）中で、溶接電流：90Ａ、溶接電圧：20Ｖ、溶接速度：300mm/min（入熱：3.6kJ/cm）の溶接条件で行った。
得られた溶接部から、ビード溶接方向に直交する断面が測定面となるように、硬さ測定試験片を採取し、ビッカース硬さ計（試験力：0.98Ｎ（荷重100g））を用い、肉厚中央部で母材部から溶接熱影響部、溶接金属部にわたり、0.2mmピッチでビッカース硬さHVを測定した。得られた硬さ分布から、図１に示すように溶接熱影響部における最も低い硬さHVHAZmin、および溶接熱の影響のない母材部の硬さHV０を求め、それらの差ΔＨＶ（＝HV０−HVHAZmin）を算出した。そして、ΔＨＶを溶接熱影響部軟化量と定義した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、引張強さTS ：780MPa以上の高強度と、母材部および溶接部におけるTrs50が−40℃以下の高靭性と、伸びElが10％以上の高延性を有し優れた成形性と、ΔＨＶが50ポイント以下と溶接熱影響部軟化量が少ない高張力溶接鋼管となっている。
一方、組成が本発明の範囲を外れる比較例（管No.22〜No.30）は、強度、延性、低温靭性、溶接熱影響部軟化量のうちのいずれかが、低下している。また、製造条件が本発明の好適範囲を外れる比較例（管No.32〜No.35、No.37〜No.40、No.42〜No.45）もまた、強度、延性、低温靭性、溶接熱影響部軟化量のうちのいずれかが、低下している。
一方、組成が本発明の範囲を外れる比較例（管No.22〜No.30）は、強度、延性、低温靭性、溶接熱影響部軟化量のうちのいずれかが、低下している。また、製造条件が本発明の好適範囲を外れる比較例（管No.32〜No.35、No.37〜No.40、No.42〜No.45）もまた、強度、延性、低温靭性、溶接熱影響部軟化量のうちのいずれかが、低下している。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：0.02〜0.15％、 Si：0.01〜0.5％、
Mn：1.5〜4.0％、 Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.01〜0.1％、
Ｂ：0.0005〜0.0030％、 Nb：0.04超〜0.1％、
Cr：0.11〜1.0％、 Mo：0.01〜0.5％、
Ti：0.001〜0.1％、 Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織とを有し、溶接熱の影響を全く受けない母材の硬さである母材部硬さHV ０ と溶接熱影響部の最低硬さHV HAZmin との差ΔＨＶが50ポイント以下である優れた耐溶接熱影響部軟化特性、JIS 12号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの伸びElが10％以上である優れた母材部延性、円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた母材部靭性および円周方向のシャルピー衝撃試験の破面遷移温度Trs 50 が−40℃以下である優れた溶接熱影響部靭性を有することを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の自動車部材用高張力溶接鋼管。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の自動車部材用高張力溶接鋼管。
- 質量％で、
Ｃ：0.02〜0.15％、 Si：0.01〜0.5％、
Mn：1.5〜4.0％、 Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.01〜0.1％、
Ｂ：0.0005〜0.0030％、 Nb：0.04超〜0.1％、
Cr：0.11〜1.0％、 Mo：0.01〜0.5％、
Ti：0.001〜0.1％、 Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管を素材として、該素材に、Ａc3変態点以上に加熱したのち、縮径圧延を施すに際し、該縮径圧延を圧延終了温度が700〜900℃の範囲の温度で、累積縮径率が25％以上である圧延とし、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる組織、または面積率で50％以上を占めるベイナイト相またはベイニティックフェライト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相を第二相とする組織を有する鋼管とすることを特徴とする引張強さTS：780MPa以上を有する自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜１％、Ni：0.001〜１％、Ｖ：0.001〜0.05％、Ｗ：0.001〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４に記載の自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項４または５に記載の自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記縮径圧延の途中に、中間加熱処理を含むことを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記縮径圧延に引続いて、冷間引抜き処理、あるいはさらに焼ならし処理を施すことを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の自動車部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
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