WO2001094655A1 - Tuyau d'acier a haute aptitude au formage et son procede de fabrication - Google Patents

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WO2001094655A1
WO2001094655A1 PCT/JP2001/004800 JP0104800W WO0194655A1 WO 2001094655 A1 WO2001094655 A1 WO 2001094655A1 JP 0104800 W JP0104800 W JP 0104800W WO 0194655 A1 WO0194655 A1 WO 0194655A1
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steel pipe
less
average
diameter reduction
thickness
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PCT/JP2001/004800
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Inventor
Naoki Yoshinaga
Nobuhiro Fujita
Manabu Takahashi
Yasuhiro Shinohara
Tohru Yoshida
Natsuko Sugiura
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Nippon Steel Corporation
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    • Y10S148/909—Tube

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe used for a panel, a suspension, a member, and the like of an automobile, and a method for manufacturing the same. It is particularly suitable for use in hydroforming (see JP-A-10-175270).
  • the steel pipe of the present invention includes both a steel pipe not subjected to a surface treatment and a steel pipe subjected to a surface treatment such as hot-dip galvanizing or electric plating for protection.
  • Zinc plating includes plating of alloys whose main component is zinc, in addition to pure zinc.
  • the steel pipe according to the present invention is extremely excellent in hydroformability, in particular, in which an axial pushing force acts, and can improve the production efficiency of automotive parts during hydroforming. Furthermore, since the present invention can be applied to high-strength steel pipes, it is possible to reduce the thickness of parts, which is considered to contribute to global environmental conservation. Background art
  • the present invention provides a steel pipe having better formability and a method for producing the same without increasing the cost.
  • An object of the present invention is to find an assembling structure of a material having excellent formability such as a hydrofoam and a method of controlling the same, and to provide a steel pipe excellent in formability such as a hydroform by limiting the method.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel pipe has an r value of 1.4 or more in the axial direction, and the steel pipe has a ⁇ 1
  • the average of the X-ray random intensity ratio of the orientation group of 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0> to ⁇ 3 3 2> ⁇ 1 1 0> is 3.5 or more, or the ⁇ A steel pipe with excellent formability, characterized in that the average of the X-ray random intensity ratio of 110 ⁇ ⁇ 110> has one or both of the characteristics of 5.0 or more.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 75% or more
  • the average particle size of the ferrite is 10 ⁇ or more
  • a steel pipe having excellent formability characterized by having an area ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 3.0 of 90% or more.
  • the r value in the longitudinal direction of the steel pipe is 1.0 or more, and ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0> to ⁇ 3 3 2 ⁇ 1 1 0
  • the characteristic feature is that the average of the X-ray random intensity ratio of the azimuth group is> 2.0 and the average of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 111> is 1.5 or less.
  • the average of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> of the sheet surface at 5.0 is 5.0 or more, and the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 111 of the sheet surface at 1/2 sheet thickness of the steel pipe 2.
  • the steel pipe further comprises: 0 0 0 0 1 ⁇ 0.0 5%
  • the balance of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ At least one of the orientations of 1 1 6 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ 1 1 0>, and ⁇ 1 1 2 ⁇ ⁇ 1 1 0> has an average X-ray random intensity ratio.
  • the r-value of the steel pipe in the axial direction is 1.4 or more, and the ⁇ 110 ⁇ to 1103 of the plate surface at 1/2 the thickness of the steel pipe
  • the average of the X-ray random intensity ratio of the orientation group of 110> is 3.5 or more, or the X-ray random intensity ratio of ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0> Any of the averages of 5.0 or more
  • the diameter of the mother pipe is reduced by 8 mm.
  • Heat to 50 ° C or more perform diameter reduction at 20% or more in a temperature range of less than 3 Ar to 750 ° C or more, and complete diameter reduction at 75 ° C or more
  • the relationship between the tensile strength (TS) and the n value of the steel pipe satisfies the following equation (3)
  • the volume fraction of the ferrite phase is 75% or more
  • the average particle size of the ferrite is 10 m or more.
  • the production of steel pipes having excellent formability characterized in that the area ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 3.0 is 90% or more.
  • the steel pipe is characterized in that the steel pipe is subjected to a diameter reducing process such that the thickness change rate of the steel pipe after the diameter reducing process is +5 to 130%. For producing steel pipes with excellent moldability.
  • the steel pipe further contains, by mass%, A1: 0.001 to 0.5%. (10), (11), (14) (1) 5) The method for producing a steel pipe excellent in formability according to any one of the above 1).
  • the steel pipe further comprises:
  • the component composition of the steel pipe of the present invention will be described.
  • the component content is% by mass.
  • 0.001 to 0.3% is more preferable, and 0.002 to 0.2% is a further preferable range.
  • the upper limit is set to 2.5%.
  • the lower limit is set to 0.001% because it is difficult to make the lower limit from the viewpoint of steelmaking technology.
  • the lower limit is set to 0.01%.
  • the upper limit is set to 3.0%.
  • 0.05 to 0.50% is a more preferable range.
  • Y ⁇ Q! Transformation temperature Has the effect of increasing a; + ⁇ 2 phase temperature range. It is also an effective element for increasing strength.
  • the amount of addition may be determined in consideration of the required strength level ⁇ , balance with Si and A1, but if added in excess of 0.2%, defects may occur during hot rolling and diameter reduction. , Or the moldability deteriorates, so the upper limit is 0.2%. In addition, the lower limit is 0.001% because the steelmaking cost becomes higher.
  • the range is more preferably from 0.02 to 0.12%.
  • the content is preferably as low as possible. In order to prevent hot cracking, the content is set to 0.03% or less. Preferably it is less than 0.015%.
  • N It is an impurity, and the lower the content, the better. Since the workability is deteriorated, the upper limit is set to 0.01%. A range of 0.05% or less is a more preferable range.
  • a 1 Effective for deoxidation.
  • excessive addition causes a large amount of crystallization and precipitation of oxides and nitrides, lowers ductility, and impairs plating properties. Therefore, the amount of addition is set to 0.001 to 0.50%.
  • a 1 is an important element for (3) and (4) of the present invention, like Si and P. That is, it has the effect of raising the ⁇ ⁇ transformation temperature and expanding the o; + y two-phase temperature range.
  • a 1 is also an effective element for obtaining a steel pipe with relatively low strength and excellent formability, since it hardly changes the mechanical strength.
  • the amount of addition may be determined in consideration of the required strength level and the balance with Si and P.
  • the upper limit is 2.5%.
  • 0.01% is required as a deoxidizing element, so the lower limit is set to 0.01%. 0.1 to 1.5% is a more preferable range. O: If it is too much, the workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is made 0.01%.
  • Equation (1) is determined from the viewpoint of making the ⁇ / ⁇ transformation point of steel pipe higher than that of pure iron.
  • Equation (2) means that ⁇ , ⁇ ; positively utilize S i, P and A 1 to raise the transformation point.
  • n n ⁇ -0.1.26 X 1 n (TS) +0.94... (3) That is, since the n value, which is an index of formability, changes according to the TS, the n value is defined for each TS. There is a need. For example, Ding 3 is 3 5 0 3 ⁇ 41?
  • the steel pipe in a must have an n value of at least about 0.20. More preferably,
  • the T S and n values are measured by a tensile test using a JIS 11 tubular test piece or a JIS 12 arc-shaped test piece.
  • the n value may be evaluated at 5% and 15% strain, but when the uniform elongation is less than 15%, the strain is 5% and 10%, and when the uniform elongation is less than 10%. , 3% and 5% strain.
  • Mn, T i, N b Particularly important in (5) and (6) of the present invention.
  • Mn, Ti, and Nb have the effect of suppressing the recrystallization of the ⁇ phase and having a favorable effect on the selection of the pariant during transformation, and improving the texture during diameter reduction processing in the ⁇ region. Therefore, add one or more of them, with the upper limits of 3.0%, 0.2% and 0.15%, respectively.
  • Mn, Ti, and Nb are added within a range satisfying 0.5 ⁇ (Mn + 13 Ti + 29 Nb) ⁇ 5.
  • Mn + 13 Ti + 29 Nb is less than 0.5, the effect of improving the organizational structure is small.
  • Mn + 13 Ti + 29 Nb is added in excess of 5, the effect of improving the texture is small and the steel pipe becomes extremely hard and impairs the ductility, so the upper limit is set to 5. 1-4 are more preferable ranges.
  • Zr, Mg Effective as a deoxidizing element.
  • excessive addition degrades cleanliness by causing large amounts of oxides, sulfides and nitrides to precipitate and precipitate, lowering ductility and impairing plating properties. Therefore, if necessary, one or more of these are added in a total amount of 0.0001 to 0.50%.
  • V is carbide, nitride or carbonitrided with addition of 0.001% or more
  • B Add as needed. B is effective for strengthening grain boundaries and increasing the strength of steel materials.However, if the addition amount exceeds 0.01%, not only does the effect saturate, but also the steel sheet strength increases more than necessary, Therefore, the content was set to 0.001% to 0.01%.
  • Ni, Cr, Cu, Co, Mo, W, Sn are strengthening elements and these The total amount of one or more of the above was 0.001% or more. In addition, excessive addition causes cost increase and decrease in ductility, so it was set to 2.5% or less.
  • C a An element effective for deoxidation in addition to inclusion control. Addition of an appropriate amount improves hot workability, but excessive addition conversely promotes hot embrittlement. In the range of 0.00001 to 0.01%.
  • These elements such as Zr, Mg, V, B, Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W, Mo, and Ca may be used alone or in combination of two or more as necessary. It is preferable that the total content be not less than 0.001% and not more than 2.5%.
  • the average in the azimuth group was 3.5 or more.
  • the main orientations included in this orientation group are ⁇ 1 1 0 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 6 6 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 4 4 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 3 3 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 2 2 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 3 3 2 ⁇ and 1 1 0>.
  • ⁇ 4 4 3 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 5 4 4 ⁇ ⁇ 1 1 0>, and ⁇ 1 1 1 ⁇ 1 1 0> may also develop.
  • this is the preferred orientation for form forming, it is also the orientation generally accepted for deep-drawn cold-rolled steel sheets. That is, the steel pipe of the present invention has a group of crystal orientations that cannot be obtained by simply forming a steel pipe from a deep drawn cold-rolled steel sheet by electric resistance welding or the like.
  • ⁇ 111 ⁇ > 112> and ⁇ 5554 ⁇ 225> which are typical crystal orientations of the high r-value cold rolled steel sheet, Is 2.0 or less, and more preferably less than 1.0.
  • the azimuth may deviate from these azimuth groups by about ⁇ 5 ° to 10 °.
  • the average X-ray random intensity ratio of the group of orientations is the additive average of the X-ray random intensity ratios of the above orientations. . If all the intensities in the above orientations cannot be obtained, the phases of the orientations ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 4 4 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, and ⁇ 2 2 1 ⁇ ⁇ 1 1 0> The averaging may be used instead. Among them, ⁇ 110 ⁇ and 110> are important, and it is particularly desirable that the X-ray random intensity ratio in this direction is 5.0 or more.
  • the average intensity ratio of the orientation group is 3.5 or more, and the intensity ratio of ⁇ 1 1 0 ⁇ 1 1 0> is 5. Needless to say, if it is 0 or more, it is particularly suitable as a steel pipe for hydroforming. When molding is difficult, at least the average intensity ratio of the above orientation group is 5.0 or more, and the intensity ratio of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 110> is 7.0 or more. It is desirable to satisfy one.
  • orientations such as ⁇ 0 0 1 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 6 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 3 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇
  • the strengths such as 1 1 2 ⁇ ⁇ 1 1 0> and ⁇ 2 2 3 ⁇ ⁇ 1 1 0> vary depending on the manufacturing conditions and are not particularly limited, but their average strengths are less than 3. ⁇ . It is preferred that there be.
  • the characteristics of the texture of the present invention described above cannot be represented only by a normal inverse pole figure or a positive pole figure, but, for example, when an inverse pole figure representing the radial direction of a steel pipe is measured near the center of the sheet thickness, It is preferable that the X-ray random intensity ratio in each direction is as follows. ⁇ 1 0 0>: 2 or less, 4 11 1>: 2 or less, 2 11 1>: 4 or less, 1 1 1>: 15 or less, 3 3 2>: 15 or less, 2 2 1 ⁇ : 20.0 or less, 1 1 0>: 30.0 or less.
  • ⁇ 110> 10 or more, all directions other than 110> above: 3 or less.
  • the r-value of the steel pipe of the present invention varies in various ways due to the change of the texture, but at least the r-value in the axial direction is 1.4 or more. Depending on the manufacturing conditions, the r value in the axial direction may exceed 3.0.
  • the anisotropy of the r value is not particularly limited. That is, the r-value in the axial direction may be smaller than the r-value in the circumferential or radial direction, and vice versa.
  • the present invention is clearly distinguished from such a steel pipe in that it has the above-described texture and, at the same time, has an r value of 1.4 or more.
  • the evaluation of the r value may be performed using a JIS 11 No. 1 tubular specimen or a JIS 12 No. 2 arc-shaped specimen.
  • the amount of strain at that time is evaluated at an elongation percentage of 15%. When the uniform elongation is less than 15%, the evaluation is based on the amount of strain within the uniform elongation. In addition, it is desirable to collect the test piece from other than the seam.
  • the thickness of the steel sheet is important characteristic values in the present invention.
  • the intensity ratio of the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> direction must be 5.0 or more, and the value of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> must be less than 2.0. is necessary.
  • the ⁇ 1 1 1 ⁇ ⁇ 1 1 2> orientation is a preferred orientation for form forming, but it is a typical crystal orientation of ordinary high r-value cold rolled steel sheets. It was dared to be less than 2.0.
  • the texture obtained by box annealing a low-carbon cold-rolled steel sheet has the main orientation of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> and the secondary orientation of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>. Although it is similar to the features of the texture of the present invention, even in this case, since ⁇ 1 1 1 ⁇ ⁇ 1 1 2> has a strength ratio of 2.0 or more, it is clearly distinguished from the steel pipe of the present invention. .
  • ⁇ 1 1 1 ⁇ 1 1 0> is 7.0 or more and ⁇ 1 1 1 ⁇ 1 1 2> is less than 1.0.
  • ⁇ 5 5 4 ⁇ 2 5> is also the main orientation of the high r value cold rolled steel sheet, but hardly exists in the steel pipe of the present invention described above. Its strength is less than 2.0, more preferably less than 1.0.
  • the X-ray random intensity ratio for each of these orientations is a series based on three or more of the pole figures of ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 2111 ⁇ , and ⁇ 310 ⁇ pole figures. It can be obtained from the three-dimensional texture calculated by the expansion method.
  • the strength of ⁇ 010 ⁇ ⁇ 110> is not particularly limited, but is preferably 2.0 or less. These are the directions that decrease the r value in the axial direction. It is more preferably at most 1.0.
  • the strength of other directions, such as ⁇ 1 1 6 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 3 ⁇ 1 1 0>, etc. is not particularly limited, but these are also axes. It is preferable that each is less than or equal to 2.0, because it decreases the r value in the direction.
  • the above features relating to the texture of the present invention cannot be represented only by a normal inverse pole figure or a positive pole figure, but, for example, when an inverse pole figure representing the radial orientation of a steel pipe is measured in the vicinity of the center of the sheet thickness,
  • the X-ray random intensity ratio in each direction is preferably as follows.
  • the r value in the axial direction of the steel pipe, the r value in the circumferential direction, and the r value in the 45 ° direction, which is intermediate between the axial direction and the circumferential direction, are all 1.4 or more. .
  • the r value in the axial direction can exceed 2.5.
  • the anisotropy of the r value The r value in the axial direction is slightly larger than the r value in the circumferential direction or the 45 ° direction. However, the difference is less than 1.0.
  • the r value in the axial direction may be 1.4 or more depending on the stripping.
  • the present invention is clearly distinguished from such a steel pipe in having the texture described above.
  • the structure of the steel pipe of the present invention described above is composed of a ferrite phase of 75% or more. If this is less than 75%, good moldability cannot be ensured. It is preferably at least 85%, and more preferably at least 90%. Although the effect of the present invention can be obtained even when the volume fraction of the fly phase is 100%, it is preferable to appropriately disperse the second phase particularly when it is necessary to increase the strength.
  • the second phase other than the fly phase is one or more of perlite, cementite, austenite, payite, ash ferrite, martensite, carbonitride, and intermetallic compound. It consists of
  • the average crystal grain size of ferrite is 10 ⁇ or more. If it is less than 10 ⁇ , it is difficult to secure good ductility. It is more preferably at least 20 m, even more preferably at least 30 ⁇ .
  • the upper limit of the average particle size of ferrite is not particularly defined. However, if the average particle size is too large, the ductility is rather deteriorated or the skin becomes rough. Therefore, the average particle size is preferably 200 ⁇ or less.
  • the average grain size of the ferrite is determined by polishing the cross section (L cross section) of the steel plate parallel to the rolling direction and perpendicular to the plate surface to a mirror surface, etching it with an appropriate corrosive liquid, and then reducing the thickness of the steel plate to 1-8. 2 mm 2 or more in 7/8 range
  • the box may be randomly selected and observed, and it may be determined by a point calculation method or the like.
  • Ferrite is one in which 90% or more is occupied by crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 3.0. Since the above-described structure of the steel pipe of the present invention is finally formed by recrystallization, the ferrite tissue is sized, and the crystal grains having the above-described aspect ratio occupy the majority. Become. It is preferably at least 95%, more preferably at least 98%. Even at 100%, the effect of the present invention can be naturally obtained.
  • a more preferable aspect ratio is 0.7 to 2.0.
  • the aspect ratio is defined as follows. In other words, in the section (L section) of a steel sheet parallel to the rolling direction and perpendicular to the sheet surface, the value obtained by dividing the maximum length (X) in the rolling direction by the maximum length (Y) of the crystal grains in the thickness direction. (X / Y).
  • the volume ratio of the crystal grains having the above-mentioned aspect ratio range is represented by the area ratio.
  • the area ratio is determined by etching the L section with an appropriate etching solution and then reducing the thickness by a factor of 1/8.
  • a range of 2 mm 2 or more in the range of 7 to 8 may be randomly selected and observed, and determined by a point calculation method or the like.
  • the r-value of the steel pipe of the present invention varies in various ways due to the change in texture
  • the r-value in the longitudinal direction of the steel pipe is preferably at least 1.0.
  • a value of 1.5 or more is more desirable.
  • the r value in the axial direction may exceed 2.5.
  • the anisotropy of the r value is not particularly limited. That is, the r value in the axial direction may be smaller than the r value in the circumferential direction or the radial direction, or vice versa.
  • the present invention (4) has a texture described below, and is distinguished from such a steel pipe in that the r value is at least 1.0 at the same time.
  • the orientation group of ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0> to ⁇ 3 3 2 ⁇ ⁇ 1 1 0> on the sheet surface at 1/2 sheet thickness, and X of [1 1 1] 1 1 2> The line random strength ratio is an important characteristic value for performing hydroforming and the like.
  • the average value in the direction group was set to 2.0 or more.
  • the main azimuths included in this azimuth group are ⁇ 1 1 0 ⁇ x 1 1 0>, ⁇ 6 6 1 ⁇ x 1 1 0>, ⁇ 4 4 1 ⁇ x 1 1 0>, ⁇ 3 3 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 2 2 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 3 3 2 ⁇ and 1 1 0>.
  • ⁇ 4 4 3 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 5 4 4 ⁇ ⁇ 1 1 0> and ⁇ 1 1 1 ⁇ 1 1 0> may also develop. Is a preferred orientation for form forming, but it is also the orientation generally accepted for cold-rolled steel sheets for deep drawing.
  • the steel pipe of the present invention has a group of crystal orientations that cannot be obtained by simply forming a steel pipe from a deep drawn cold-rolled steel sheet as a material by electrode welding or the like.
  • ⁇ 111 ⁇ and 112> which are typical crystal orientations of the high r-value cold-rolled steel sheet, and these are 1.5 or less, more preferably 1. It is less than 0.
  • the X-ray random intensity ratio for each of these directions is based on three or more of the pole figures of ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 2111 ⁇ and ⁇ 310 ⁇ . It can be obtained from the three-dimensional texture calculated by the series expansion method.
  • the orientation showing the highest intensity is There may be deviations of ⁇ 5 ° to 10 °.
  • the average X-ray random intensity ratio of the ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0> to ⁇ 3 3 2 ⁇ 1 1 0> orientation groups is the arithmetic average of the X-ray random intensity ratio of each of the above orientations. . If all the intensities in the above orientations cannot be obtained, the intensity ratios in the orientations of ⁇ 1 1 0 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 4 4 1 ⁇ 1 1 0> and ⁇ 2 2 1 ⁇ 1 1 0> May be substituted by the arithmetic mean of If the average intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 110> to ⁇ 33102 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 3.0 or more, it is particularly suitable as a steel pipe for hydroforming. Needless to say.
  • the average intensity ratio of the above orientation group is 4.0 or more.
  • Other orientations such as ⁇ 0 0 1 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 6 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 3 ⁇ ⁇ 1 1 0>,
  • the strengths such as ⁇ 1 1 2 ⁇ 1 1 0> and ⁇ 2 2 3 ⁇ ⁇ 1 1 0> vary depending on the manufacturing conditions and are not particularly limited. However, their average strengths should be 3.0 or less. Is preferred.
  • an arc-shaped test piece is cut out from the steel pipe and pressed to make a flat plate for X-ray analysis.
  • a flat plate is formed from an arc-shaped test piece, it is preferable that the test be performed with as low a strain as possible in order to avoid the influence of crystal rotation due to the processing of the test piece.
  • the plate-like sample obtained in this way is polished to near the center of the plate thickness by mechanical polishing or chemical polishing, etc., and is mirror-finished by puff polishing. After raising, remove the distortion by electrolytic polishing or chemical polishing, and at the same time adjust the thickness center layer to be the measurement surface.
  • the texture of the present invention is defined by X-ray measurement results at the center of the plate thickness or at a surface near the center of the plate thickness. preferable.
  • the texture changes from the outer surface of the steel pipe to the thickness of about 1 Z4 due to the shear deformation due to the diameter reduction described below, and may not satisfy the above requirements for the texture.
  • ⁇ hk 1 ⁇ uvw> means that the crystal orientation perpendicular to the plate surface is ⁇ hk 1> and the longitudinal direction of the steel pipe is ⁇ uvw> when the X-ray sample is collected by the method described above.
  • the features related to the texture of the present invention cannot be represented only by a normal inverse pole figure or positive pole figure, but, for example, when an inverse pole figure representing the radial orientation of a steel pipe is measured near the center of the plate thickness
  • the X-ray random intensity ratio in each direction is as follows.
  • the hot-rolling may be performed by reheating the ingot slab.
  • the heating temperature of the hot rolling is not particularly limited, and may be any temperature that is appropriate to realize the desired finishing temperature.
  • the finishing temperature of hot rolling may be performed in any temperature range of ⁇ + ⁇ 2 phase region, ⁇ single phase region, ⁇ + pearlite, ⁇ + cementite, in addition to the normal single phase region.
  • One or more passes of hot rolling may be lubricated.
  • the rough rolling pars may be joined to each other and the finish hot rolling may be performed continuously.
  • the rough rolling par may be wound once or unwound again, and then subjected to finish hot rolling.
  • the cooling rate and coiling temperature after hot rolling are not particularly limited. After hot rolling, it is desirable to perform pickling. Furthermore, skin pass rolling or cold rolling at a draft of 50% or less may be performed.
  • the heat-affected zone of the weld may be subjected to local solution heat treatment alone or in combination depending on the required properties, and in some cases, may be repeated a plurality of times. Increase further. This heat treatment is intended to be applied only to the weld and the heat affected zone, and can be applied online or offline during manufacturing.
  • the heating temperature before diameter reduction of the steel pipe is (10) or (11) according to the present invention.
  • the heating temperature is ⁇ 0 0 1 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 6 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ of the sheet surface at the center of the thickness of the hot rolled steel sheet or the base steel pipe before the heat reduction. ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 2 ⁇
  • the temperature range is not less than 65 ° C. and not more than 1200 ° C. If the temperature is less than 65 ° C., it is difficult to reduce the diameter, and the structure after the diameter reduction becomes a processed structure. Therefore, it is necessary to heat again in order to ensure the formability, which increases the cost.
  • the heating temperature is higher than 1200 ° C, scale will be excessively formed on the surface of the steel pipe, resulting in not only poor surface properties but also poor formability.
  • a lower limit of 150 ° C. or less is a more preferable upper limit.
  • the texture of the parent pipe is changed, for example, when the finishing temperature of hot rolling is in the recrystallization temperature range of Ar 3 points or more, or when the steel is slowly cooled after hot rolling.
  • the heating temperature at this time be 3 points or more of Ac.
  • the upper limit is set to 1200 ° C. 150 ° C. is a more preferred upper limit.
  • the aggregate structure of the mother pipe becomes like this is that, for example, when the finishing temperature of hot rolling is in the non-recrystallization temperature range near the point just above Ar 3 or below Ar 3, the steepness after hot rolling occurs. For example, a case where cooling is performed quickly.
  • the texture of the hot-rolled steel sheet may be substituted for the texture of the mother steel pipe.
  • the method of reducing the diameter is also important. That is, the diameter is reduced so that the diameter reduction rate is 30% or more and the thickness reduction rate is 5% or more and less than 30%. If the diameter reduction ratio is less than 30%, a good texture is not sufficiently developed. Preferably, the diameter is reduced by 50% or more. Although the effect of the present invention can be obtained without any particular upper limit of the diameter reduction ratio, it is preferably 90% or less from the viewpoint of productivity. Further, it is not enough to set the diameter reduction ratio to 30% or more, and it is essential to reduce the diameter while reducing the sheet thickness. If the sheet thickness does not increase or change, it is difficult to obtain a good texture. Therefore, the thickness reduction rate is 5 to 3 °%. Preferably, it is 10 to 25%.
  • the diameter reduction ratio is ⁇ (the diameter of the mother pipe before diameter reduction-the diameter of the steel pipe after diameter reduction is completed) / the diameter of the mother pipe before diameter reduction) ⁇ X100 (%)
  • the reduction rate is defined as ⁇ (the thickness of the mother pipe before diameter reduction-the thickness of the steel pipe after diameter reduction is completed) / the thickness of the mother pipe before diameter reduction) ⁇ X100 (%) is defined.
  • the outer diameter of the steel pipe is measured for the diameter of the steel pipe.
  • the diameter reduction completion temperature is desirably in the ⁇ + ⁇ region, ⁇ single phase region, ++ cementite region, or ⁇ + pearlite region. This is because it is necessary for the above-mentioned diameter reduction to be added to the ⁇ phase in a certain amount or more in order to obtain a good texture.
  • the heating temperature before the diameter reduction of the steel pipe and the conditions of the subsequent diameter reduction are important in the present invention.
  • the present invention is based on the following new findings. That is, first, diameter reduction processing is performed in the ⁇ region, and the 0 / phase is unrecrystallized or the recrystallization fraction is 50% or less, and the y texture is developed. By transforming the ⁇ texture formed by such diameter reduction processing, it was found that the texture near ⁇ 1 1 1 ⁇ and 1 1 0>, which is favorable for hydroforming, was remarkably developed. is there.
  • the heating temperature must be higher than the A c 3 transformation point. This is because the above-mentioned unrecrystallized ⁇ -grained tissue develops by performing large diameter reduction in the ⁇ single-phase region.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but is desirably 115 ° C. or lower in order to maintain good surface properties. Is (A c 3 + 1 0 0 ) ° C ⁇ 1 1 0 0 ° C Gayo more preferable range.
  • the diameter reduction processing in the ⁇ region is performed so that the diameter reduction rate is 40% or more. If it is less than 40%, unrecrystallized texture does not develop in the ⁇ region, and it becomes difficult to finally obtain a favorable r value and texture.
  • the diameter reduction rate is preferably 50% or more, and more preferably 65% or more.
  • the diameter reduction in the ⁇ region should be completed at a temperature as close as possible to the Ar 3 transformation temperature.In this case, the reduction ratio is ⁇ (the diameter of the mother pipe before diameter reduction in the 1 V region). Diameter of steel pipe after diameter completion) Z Diameter of mother pipe before diameter reduction processing) ⁇ XI Defined as 0 (%).
  • the cooling rate is preferably at least 10 ° C / s, and more preferably at least 20 ° C / s. Endpoint temperature of cooling - and (A r 3 1 0 0) ° C or less. As a result, texture formation accompanying the ⁇ ⁇ ⁇ transformation becomes favorable. Cooling to the ⁇ ⁇ a transformation completion temperature is even more preferable in terms of texture formation.
  • a temperature range of Ar 3 to (Ar 3 — 100) ° C may be performed at a rate of 10% or more, and the diameter reduction may be completed at A r 3 to (A r 3 — 100) ° C. This further promotes the formation of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> texture by transformation.
  • the diameter reduction ratio due to the ⁇ + phase 2 phase region is as follows: ⁇ (Diameter of steel pipe before diameter reduction at Ar 3 points or less-Ar 3 to (Ar 3 — 100) ° C) Diameter of steel pipe after completion) ZA r Diameter of steel pipe before diameter reduction at 3 points or less ⁇ XI Defined as 0 (%).
  • the total diameter reduction ratio of the steel pipe manufactured in this way is naturally over 40%. It is preferably at least 60%.
  • the total diameter reduction ratio is defined by the following equation.
  • the sheet thickness change rate of the steel pipe after the completion of the diameter reduction processing on the mother pipe is preferably set to + 10% to 110%.
  • Thickness reduction rate is ⁇ (Sheet thickness of steel pipe after diameter reduction is completed-thickness of mother pipe before diameter reduction) / thickness of mother pipe before diameter reduction) ⁇ X100 (%) definition Is done.
  • For the diameter of the steel pipe measure the outer shape of the steel pipe. If the sheet thickness after diameter reduction is too large or too small compared to the sheet thickness before diameter reduction, it becomes difficult to form a good texture.
  • the heating temperature before diameter reduction of the steel pipe is important for obtaining a good n value. If the temperature is lower than 850 ° C, the processed structure tends to remain after the completion of the diameter reduction processing, and the n value decreases. If the heating temperature is less than 850 ° C, heating by using an induction heater or the like again during the diameter reduction processing can ensure the n value, but it will be costly . It is more preferably 900 ° C. or higher. When a good r value is required, the heating temperature is preferably in the ⁇ single phase region.
  • the heating temperature if the heating temperature is higher than 1200 ° C., excessive scale will be formed on the surface of the steel pipe, resulting in not only poor surface properties but also poor moldability.
  • a lower limit of 150 ° C. or less is a more preferable upper limit.
  • the heating method is not particularly limited. However, in order to suppress the formation of scale and maintain good surface properties, it is preferable to perform heating with an induction heater in a short time.
  • Diameter reduction is at least 20% or more in the temperature range of less than the Ar 3 transformation point to more than 750 ° C. Perform so that If the diameter reduction ratio is less than 20%, not only is it difficult to obtain a good r-value and texture, but also coarse particles are generated and the formability is deteriorated. It is preferably at least 50%, more preferably at least 65%. The effect of the present invention can be obtained without particularly setting the upper limit of the diameter reduction rate, but is preferably 90% or less from the viewpoint of productivity. In addition, prior to diameter reduction at less than A r 3 points, Diameter reduction at A r 3 or more may be performed. This makes it possible to obtain a better r value.
  • the completion temperature of diameter reduction is also very important. That is, the lower limit is set to 750 ° C. If the temperature at which the diameter reduction is completed is lower than 75 ° C., the processed structure tends to remain, and the n value becomes poor. 780 ° C. or higher is more preferable.
  • the diameter reduction rate below the Ar 3 transformation point is ⁇ (the diameter of the steel pipe immediately before diameter reduction below the Ar 3 transformation point-the diameter of the steel pipe after completion of diameter reduction) below the ZA r 3 transformation point. Diameter of steel pipe just before diameter reduction at ⁇ XI 0 (%).
  • the diameter is reduced so that the sheet thickness change rate is between + 5% and 130%. If the rate of change of the sheet thickness is not within this range, it is difficult to obtain a good texture and r-value. 150% is a more preferable range.
  • the thickness change rate is defined as ⁇ (the thickness of the mother pipe after diameter reduction is completed-the thickness of the steel pipe before diameter reduction processing).
  • the thickness of the mother pipe after diameter reduction is completed ⁇ XI 0 0 (%) .
  • the diameter reduction completion temperature is desirably in the ⁇ + 0 / area. This is because it is necessary for the above-mentioned diameter reduction to be added to the a phase in a certain amount or more in order to obtain a good texture.
  • the diameter reduction may be performed by combining a plurality of rolls and passing through a multi-pass line, or may be performed by using a die. Also, lubrication at the time of diameter reduction is desirable from the viewpoint of improving formability.
  • the steel pipe according to the present invention preferably contains ferrite at an area ratio of 30% or more in order to ensure ductility.
  • ferrite at an area ratio of 30% or more in order to ensure ductility.
  • this is not the case depending on the application, and it may be composed of only one or more of the following structures: perlite, bainite, martensite, austenite, carbonitride and the like.
  • the steel pipe of the present invention is used without surface treatment, This includes those that are used after surface treatment such as melting plating and electric plating for protection.
  • the type of plating can be pure zinc, an alloy whose main component is zinc, A1, or the like, and the surface treatment can be performed by an ordinary method.
  • Each steel having the components shown in Table 1 was melted, heated to 1200 ° C, and then hot-rolled at the finishing temperature shown in Table 2 and wound up. After pickling, the pipe was formed into an outer diameter of 100 to 200 mm by electric resistance welding, and then heated to a predetermined temperature to reduce the diameter.
  • the workability of the obtained steel pipe was evaluated by the following method.
  • a 1 ⁇ ⁇ ⁇ scribed circle was transferred to a steel pipe in advance, and the internal pressure and the amount of axial pressing were controlled to perform circumferential overhang forming.
  • the strain ⁇ in the axial direction and the strain ⁇ 0 in the circumferential direction of the portion showing the maximum expansion ratio immediately before the paste were measured.
  • the X-ray measurement was performed by cutting an arc-shaped test piece from the mother pipe before diameter reduction and the steel pipe after diameter reduction and pressing it into a flat plate. (1 1 0), (2 0 0), (2 1 1), (3 1 0) The pole figure was measured, and a three-dimensional texture was calculated by the series expansion method using these. The X-ray random intensity ratio of each crystal orientation in the cross section was determined.
  • Table 2 shows that ⁇ 0 0 1 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 6 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 4 ⁇ 1 1 0>, ⁇ 1 1 2 ⁇
  • the X-ray random intensity ratio of 110> and Table 3 show the heating temperature before diameter reduction, the diameter reduction rate, the thickness reduction rate, and the ⁇ 1 1 0 ⁇
  • the maximum expansion ratio in foam molding is shown.
  • the texture of the material excellent in moldability, such as a hydroform, and the control method thereof are obtained, and the steel pipe excellent in moldability, such as a hydroform, can be manufactured.
  • Each steel having the components shown in Table 4 was melted and heated to 123 ° C, and then hot-rolled at the finishing temperature shown in Table 4 and wound up. After pickling, the pipe was formed to a diameter of 100 to 200 mm by electrode welding, and then heated to a predetermined temperature to reduce the diameter.
  • the workability of the obtained steel pipe was evaluated by the following method.
  • a 1 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ scribed circle was transferred to a steel pipe in advance, and the internal pressure and the amount of axial pressing were controlled to perform circumferential overhang forming.
  • the X-ray measurement was performed by cutting an arc-shaped test piece from the mother pipe before diameter reduction and the steel pipe after diameter reduction, and pressing it into a flat plate. (1 1 0), (2 0 0), (2 1 1), (3 1 0) The pole figure was measured, and the three-dimensional texture was calculated by these using the series expansion method. The X-ray random intensity ratio of each crystal orientation in the 5 ° cross section was determined.
  • Table 5 shows the conditions for diameter reduction and the characteristics of the steel pipe after diameter reduction.
  • the r value in the axial direction was r L
  • the r value in the 45 ° direction was r 45
  • the r value in the circumferential direction was r C.
  • the hot-rolled steel sheet having the components shown in Table 6 was pickled, subsequently formed into an outer diameter of 100 to 200 mm by electrode welding, and then heated to a predetermined temperature to reduce the diameter. went.
  • the workability of the obtained steel pipe was evaluated by the following method.
  • a 1 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ scribed circle was transferred to a steel pipe in advance, and the internal pressure and the amount of axial pressing were controlled to perform circumferential overhang forming.
  • Tables 7 and 8 show the heating temperature before diameter reduction, the diameter reduction completion temperature, the diameter reduction rate, the thickness change rate, the tensile strength of the steel pipe, the n value, the ferrite fraction, the average crystal grain size, Cut ratio, axial r-value, maximum expansion ratio in hydroforming, and ⁇ 1 1 1 ⁇ ⁇ 1 1 2>, ⁇ 1 1 0 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 4 4 1 ⁇ ⁇ 1 1 0>, ⁇ 2 2 1 ⁇ 1 1 0> and ⁇ 1 1 0 ⁇ 1 1 0> to ⁇ 3 3 2 ⁇ 1 1 0>
  • the mean of the X-ray random intensity ratio of the group is shown. In the examples of the present invention, all have good formability and the maximum expansion ratio is high, whereas in the examples other than the present invention, the maximum expansion ratio is low.
  • Equation (3) right side: -0.126xIn (TS) +0.94
  • the texture of the material excellent in moldability, such as a hydroform, and the control method thereof are obtained, and the steel pipe excellent in moldability, such as a hydroform, can be manufactured.

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Description

明 細 書 成形性の優れた鋼管とその製造方法 技術分野
本発明は、 例えば自動車のパネル類、 足廻り、 メ ンバーなどに用 いられる鋼管及びその製造方法に関するものである。 特にハイ ドロ フォーム成形 （特開平 1 0— 1 7 5 0 2 7号公報参照） の用途に好 適である。
本発明の鋼管は、 表面処理をしないものと、 防鲭のために溶融亜 鉛めつき、 電気めつきなどの表面処理を施したものの両方を含む。 亜鉛めつきとは、 純亜鉛のほか、 主成分が亜鉛である合金のめっき も含む。
本発明による鋼管は、 特に軸押し力の働くハイ ドロフォーム.成形 性に極めて優れており、 ハイ ドロフォーム成形時の自動車用部品の 製造効率を向上させることができる。 さらに、 本発明は高強度鋼管 にも適用できるため部品の板厚を低減させることが可能となり、 地 球環境保全に寄与できるものと考えられる。 背景技術
自動車の軽量化ニーズに伴い、 鋼板の高強度化が望まれている。 高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が 可能となる。 また、 最近では、 複雑な形状の部位について、 高強度 鋼の鋼管からハイ ドロフォーム法を用いて成形加工する試みが行わ れている。 これは、 自動車の軽量化や低コス ト化のニーズに伴い、 部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減などを狙ったものである。
このように、 ハイ ドロフォームなどの新しい成形加工方法が実際 に採用されれば、 コス トの削減や設計の自由度が拡大されるなどの 大きなメ リ ッ トが期待される。 このようなハイ ドロフォーム成形の メ リ ツ トを充分に生かすためには、 これらの新しい成形法に適した 材料が必要となる。 本発明者らは特願 2 0 0 0— 5 2 5 7 4号によ り、 集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について提案している
発明の開示
地球環境問題がますます深刻となる中、 ハイ ドロフォーム成形に 対してこれまで以上に高強度の鋼管への要求が高まることは必至と 考えられるが、 その際に成形性が従来以上に問題となってく ること は間違いない。
良好な r値を得るためには、 α + T 域または α域における縮径加 ェが有効であるが、 通常の鋼では、 わずかに縮径加工温度が低くな ると、 加工組織が残存して、 η値が低下するという問題が生ずる。 本発明は、 よ り一層成形性の良好な鋼管およびそれを高いコス ト をかけることなく製造する方法を提供するものである。
本発明では、 ハイ ドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組 織およびその制御方法を見出し、 これを限定することでハイ ドロフ オーム等の成形性に優れた鋼管を提供するものである。
即ち、 本発明の要旨とするところは以下の通りである。
) 質量％で、 C： 0 0 0 0 1〜 0 . 5 0 %
Si ： 0 0 0 1 〜 2 . 5 %
Mn： 0 0 1〜 3 . 0 %
P ： 0 0 0 1〜 0 . 2 %
S ： 0 0 5 %以下
N ： 0 0 1 %以下 を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管であって、 前記鋼管の軸方向の r値が 1 . 4以上、 かつ鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >〜{ 3 3 2 }< 1 1 0 〉の方位群の X線ランダム強度比の平均が 3. 5以上、 あるいは、 鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }< 1 1 0 >の X線ランダ ム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一方または双方の特性を有す ることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
( 2 ) 前記鋼管が、 さ らに、 質量％で、 A1 ： 0. 0 0 1〜 0. 5 %を含有することを特徴とする （ 1 ) 記載の成形性に優れた鋼管。
( 3 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
A1： 0. 0 1〜 2. 5 %
0 ： 0. 0 1 %以下
を、 下記 （ 1 ) 式と （ 2 ) 式とを満たす範囲で含有し、 残部が Fe及 び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管であって、 前記鋼 管の引張強度 （TS) と n値との関係が下記 （ 3 ) 式を満たし、 かつ フェライ ト相の体積率が 7 5 %以上、 フェライ トの平均粒径が 1 0 μ πι以上、 更に、 フェライ トを構成する結晶粒のうち、 アスペク ト 比が 0. 5〜 3. 0の結晶粒が面積率で 9 0 %以上であることを特 徴とする成形性の優れた鋼管。
(203 0+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo + 30Mn+llCr+20Cu+700P+ 200A1) < - 2 0 · · · ( 1 ) (44.7Si+700P+200Al) > 8 0 · · · ( 2 ) n≥ -0.126X 1 n (TS) +0.94 · . · ( 3 )
( 4 ) 前記鋼管の長手方向における r値が 1 . 0以上、 かつ前記 鋼管の 1 Z 2板厚における板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >〜{ 3 3 2 }く 1 1 0〉の方位群の X線ランダム強度比の平均が 2 . 0以上、 { 1 1 1 } < 1 1 2 >の X線ランダム強度比の平均が 1 . 5以下の特性を有 することを特徴とする （ 3 ) 記載の成形性の優れた鋼管。
( 5 ) 質量％で、 C 0 0 0 0 1〜 0 . 5 0 %
Si 0 0 0 1〜 2 . 5 %
Mn 0 0 1 〜 3 . 0 %
P 0 0 0 1〜 0 . 2 %
' s 0 0 5 %以下
N 0 0 1 %以下
Ti 0 2 %以下
Nb 0 1 5 %以下
を、 0 . 5 ≤ (Mn+ 1 3 Ti+2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管であつ て前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 } < 1 1 0 >の X線 ランダム強度比の平均が 5 . 0以上、 前記鋼管の 1 / 2板厚におけ る板面の { 1 1 1 } < 1 1 2 >の X線ランダム強度比の平均が 2 . 0 未満の特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管。
( 6 ) 前記鋼管が、 更に、 質量％で、 1 0 . 0 0 1〜 0 . 5 % を含有することを特徴とする （ 5 ) 記載の成形性に優れた鋼管。
( 7 ) 前記鋼管の軸方向、 円周方向及び 4 5 ° 方向の r値が、 全 て 1 . 4以上であることを特徴とする （ 5 ) または （ 6 ) に記載の 成形性の優れた鋼管。
( 8 ) 前記鋼管が、 更に、 質量％で、 0 0 0 0 1〜 0. 0 5 %
0 0 0 0 1〜 0. 0 5 %
MVB ZNWMSCCC
n g u r r o o i 0 0 0 0 1— 0. 5 %
0 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
0 0 0 1〜 2 5 %
Ca： 0 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
の 1種または 2種以上を合計で、 0. 0 0 0 1〜 2. 5 %含有する ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) の何れか 1つに記載の成形性に優 れた鋼管。
( 9 ) ( 1 ) 〜 （ 8 ) の何れか 1つに記載の鋼管にめっきを施し たことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
( 1 0 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P ： 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管を製造するに際し、 縮径加工に供する母管の板厚中心における 板面の {0 0 1 }く 1 1 0 >、 { 1 1 6 }く 1 1 0 >、 { 1 1 4 }く 1 1 0 >、 および { 1 1 2 } < 1 1 0 >の全ての方位が、 X線ランダム強 度比が平均で.3以下の鋼管を、 6 5 0 °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度 範囲に加熱し， 縮径率 30%以上、 板厚減少率 5 %以上 30%以下とな る加工を施すことによ り、 前記鋼管の軸方向 r値が 1. 4以上、 かつ 鋼管の 1 Z 2板厚における板面の { 1 1 0 }< 1 1 0 >〜{3 3 2 }く 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均が 3. 5以上、 ある いは、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }く 1 1 0 >の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一方または双方の 特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
( 1 1 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1 ~ 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管を製造するに際し、 縮径加工に供する母管の板厚中心における 板面の { 0 0 1 }く 1 1 0 >、 { 1 1 6 }< 1 1 0 >、 { 1 1 4 }く 1 1 0 >、 および { 1 1 2 } < 1 1 0〉のうち、 1つ以上の方位が、 X線ラ ンダム強度比が平均で 3超の鋼管を、 （Ac 3— 50) °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度範囲に加熱し、 縮径率 30%以上、 板厚減少率 5 %以上 30%以下となる加工を施すことによ り、 前記鋼管の軸方向 r値が 1 . 4以上、 かつ前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }く 1 1 0 >〜{ 3 3 2 }く 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均 が 3. 5以上、 あるいは、 鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一 方または双方の特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管 の製造方法。
( 1 2 ) 質量％で、
0 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
0 0 0 1〜 2. 5 %
MPN CSSAOn i 1 0 0 1〜 3. 0 %
0 0 0 1〜 0. 2 %
0 0 5 %以下
0 0 1 %以下
0 0 1〜 2. 5 %
0 0 1 %以下
かつ、 下記 （ 1 ) 式と （ 2 ) 式とを満たす範囲で含有し、 残部が Fe 及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造するに際 し、 母管の縮径加工において、 8 5 0 °C以上に加熱し、 Ar3点未満 から 7 50°C以上の温度範囲で縮径率 2 0 %以上の縮径加工を行い 、 7 5 0 °C以上で縮径加工を完了することにより、 前記鋼管の引張 強度 （TS) と n値との関係が下記 （ 3 ) 式を満たし、 かつフェライ ト相の体積率が 7 5 %以上、 フェライ トの平均粒径が 1 0 m以上 、 更に、 フェライ トを構成する結晶粒のうち、 アスペク ト比が 0. 5〜 3. 0の結晶粒が面積率で 9 0 %以上であることを特徴とする 成形性の優れた鋼管の製造方法。
(203^C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo + 30Mn+llCr+20Cu+700P+ 200A1) < - 2 0 · · · ( 1 )
(44.7Si+700P+200Al) > 8 0 · · · ( 2 ) n≥— 0.126X 1 n (TS) +0.94 · · · ( 3 )
( 1 3 ) 前記母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が、 + 5〜一 3 0 %となる縮径加工を施すことを特徴とする （ 1 2 ) 記载 の成形性の優れた鋼管の製造方法。
( 1 4) 質量％で、
C ： 0 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0 0 1〜 3. 0 %
P ： 0 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0 0 5 %以下
N ： 0 0 1 %以下
Ti ： 0 2 %以下
Nb： 0 1 5 %以下
を、 0. 5≤ (Mn+ 1 3 Ti+2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造 するに際し、 母管の縮径加工において、 一旦、 Ac3変態点以上に加 熱し、 Ar3点以上の温度範囲で縮径率 4 0 %以上の縮径加工を行い 、 Ar3点以上で縮径加工を終了し、 前記縮径加工完了から 5秒以内 に冷却を開始し、 5 °CZ s以上の冷却速度で （Ar3 _ 1 0 0 ) °C以 下まで冷却することによ り、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 }く 1 1 0 >方位の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上 、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 }< 1 1 2 >の X線 ランダム強度比の平均が 2. 0未満の特性を有することを特徴とす る成形性の優れた鋼管の製造方法。
( 1 5 ) 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下 N : 0. 0 1 %以下
Ti : 0. 2 %以下
Nb : 0. 1 5 %以下
を、 0. 5≤ (Mn+ 1 3 Ti+2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造 するに際し、 母管の縮径加工において、 ー且、 Ac3変態点以上に加 熱し、 Ar3点以上の温度範囲で縮径率 4 0 %以上の縮径加工を行い 、 引き続き Ar3〜 （Ar3— 1 0 0 ) °Cの温度範囲で縮径率 1 0 %以上 の縮径加工を行い、 Ar3〜 （Ar3— 1 0 0 ) °Cの温度範囲で縮径加工 を完了することによ り、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 }< 1 1 0 >方位の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上、 前 記鋼管の 1ノ 2板厚における板面の { 1 1 1 }< 1 1 2 >の X線ラン ダム強度比の平均が 2. 0未満の特性を有することを特徴とする成 形性の優れた鋼管の製造方法。
( 1 6 ) 前記鋼管が、 更に、 質量％で、 A1 : 0. 0 0 1〜 0. 5 %を含有することを特徴とする （ 1 0 ) 、 （ 1 1 ) 、 （ 1 4 ) ( 1 5 ) の何れか 1つに記載の成形性に優れた鋼管の製造方法。
( 1 7 ) 前記鋼管が、 更に、 質量％で、
Zr： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 %
Mg： 0. 0 0 0 1〜 0. 5 %
V : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 %
B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
Sn： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Cr： 0 0 0 1 2 5 %
Cu： 0 0 0 1 2 5 %
Ni ： 0 0 0 1 2 5 %
Co： 0 0 0 1 2 5 % W : 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mo : 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Ca : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
の 1種または 2種以上を合計で、 0. 0 0 0 1〜 2. 5 %含有する ことを特徴とする （ 1 0 ) 〜 （ 1 6 ) の何れか 1つに記載の成形性 に優れた鋼管の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明を詳細に説明する。
まず本発明の鋼管の成分組成について説明する。 成分含有量は質 量％である。
C ： 高強度化に有効で 0. 0 0 0 1 %以上の添加とするが、 集合 組織を制御する上では過度の添加は好ましいものではなく、 上限を
0. 5 0 %とする。 0. 0 0 1〜 0. 3 %がより好ましく、 0. 0 0 2〜 0. 2 %がさらに好ましい範囲である。
S i ： 安価に機械的強度を高めることが可能であり、 要求される 強度レベルに応じて添加すれば良いが、 過剰の添加はメ ツキのぬれ 性や加工性の劣化を招くばかりか良好な集合組織形成を阻害するの で、 上限を 2. 5 %と した。 下限を 0. 0 0 1 %と したのは、 これ 未満とするのは製鋼技術上困難なためである。
M n ： 高強度化に有効な元素であるため下限を 0. 0 1 %と した 。 Sに起因する熱間割れを防止する 目的から、 Mn/ S≥ 1 5 とな るように添加することが好ましい。 しかし、 過剰の添加は、 延性の 低下を招くため、 上限を 3. 0 %とする。 なお、 本発明の （ 3 ) 、
( 4 ) については、 0. 0 5〜 0. 5 0 %がよ り好ましい範囲であ る。
P ： S i と同様に重要な元素である。 すなわち、 Y → Q!変態温度 を上昇させ、 a; + γ 2相温度域を拡大する効果を有する。 また、 高 強度化に有効な元素でもある。 その添加量は、 要求される強度レべ ルゃ、 S iや A 1 とのパランスを考慮して添加すればよいが、 0. 2 %超を添加すると、 熱間圧延ゃ縮径加工時に欠陥が発生したり、 成形性が劣化したりするので、 0. 2 %を上限とする。 また、 製鋼 コス トが高くなるので、 0. 0 0 1 %を下限とする。 本発明の （ 3 ) 、 （ 4) に対しては 0. 0 2〜 0. 1 2 %がよ り好ましい範囲で める。
S ： 不純物であり含有量は低いほど好ましく、 熱間割れを防止す るために、 0. 0 3 %以下とする。 好ましく は 0. 0 1 5 %以下で める。
N ： 不純物であり含有量は低いほど好ましい。 加工性を劣化させ るので、 上限を 0. 0 1 %とする。 0. 0 0 5 %以下がより好まし い範囲である。
A 1 ： 脱酸に有効である。 一方、 過剰添加は、 酸化物や窒化物の 多量晶出 ·析出を招き、 延性を低下させてしまう上、 めっき性を損 なう。 したがって、 その添加量は、 0. 0 0 1〜 0. 5 0 %とする 。 なお、 本発明の （ 3 ) 、 （ 4) に対しては、 A 1 は、 S i 、 P と 同様に重要な元素である。 すなわち、 γ→ひ変態温度を上昇させ、 o; + y 2相温度域を拡大する効果を有する。 また、 A 1 は機械的強 度をほとんど変化させないので、 比較的強度が低く成形性の優れた 鋼管を得るのに有効な元素でもある。 その添加量は、 要求される強 度レベルや、 S iや Pとのパランスを考慮して添加すればよいが、 2. 5 %超を添加すると、 めっき濡れ性が劣化したり、 合金化反応 の進行が著しく抑制されるので、 2. 5 %を上限とする。 また、 脱 酸元素と して 0. 0 1 %は必要であるので、 0. 0 1 %を下限とす る。 0. 1〜 1 . 5 %がよ り好ましい範囲である。 O ： あまり多いと加工性を劣化させるので、'上限を 0. 0 1 %と する。
本発明の （ 3 ) 、 （ 4 ) のよ うに、 鋼管が A l 、 Oを含む場合に は、 下記の （ 1 ) 式及び （ 2 ) 式は重要な式である。 すなわち、 （ 1 ) 式は、 鋼管の τ/→ひ変態点を純鉄のそれよ り も高くするという 観点から決定される。 （ 2 ) 式は、 γ→ ο;変態点を上昇させるベく 、 S i 、 P及び A 1 を積極的に活用することを意味する。 （ 1 ) 式 及び （ 2 ) 式を同時に満たすことによって、 極めて優れた成形性を 得ることが初めて可能となる。
2 0 3 "C + 1 5. 2 Ν i - 4 4. 7 S i _ 1 0 4 V— 3 1. 5 M o + 3 0 Mn + l l C r + 2 0 C u - 7 0 0 P - 2 0 0 A l < - 2 0 … （ 1 )
4 4. 7 S i + 7 0 0 P + 2 0 0 A l > 8 0 -" ( 2 ) 0 → α変態点を高く し、 より一層の良好な成形性を得るために、 以下の （ 1 , ) 式及び （ 2 , ) 式がよ り好ましい限定式である。
2 0 3 V"C + 1 5. 2 N i - 4 4. 7 S i — 1 0 4 V— 3 1. 5 Mo + 3 0 Mn + l l C r + 2 0 C u - 7 0 0 P - 2 0 0 A l < - 5 0 - ( 1 ' )
4 4. 7 S i + 7 0 0 P + 2 0 0 A l > 1 1 0 --- ( 2 ' ) また、 上記 （ 1 ) 式、 （ 2 ) 式に加え、 本発明の鋼管の n値と引 張強度 T S (MP a ) は、 （ 3 ) 式を満たさねばならない。
n≥ - 0. 1 2 6 X 1 n (T S ) + 0. 9 4 … （ 3 ) すなわち、 成形性の指標である n値は T Sに応じて変化するので 、 T S毎に n値を規定する必要がある。 たとえば、 丁 3が 3 5 0 ¾1？ aの鋼管は、 約 0.20以上の n値を有していなくてはならない。 よ り 好ましく は、
n≥ - 0. 1 2 6 X 1 n (T S ) + 0. 9 6 である。
なお、 T S と n値は J I S 1 1号管状試験片又は J I S 1 2号弧 状試験片による引張試験によって測定する。 n値は、 5 %及び 1 5 %歪みで評価すればよいが、 均一伸びが 1 5 %未満の時には、 5 % 及び 1 0 %の歪みで、 また、 均一伸びが 1 0 %に満たないときには 、 3 %及び 5 %の歪みで評価する。
M n、 T i 、 N b ： 本発明の （ 5 ) 、 （ 6 ) において特に、 重要 である。 M n、 T i 、 N bは γ域での縮径加工を行った際に、 γ相 の再結晶を抑制したり、 変態中のパリアント選択に好ましい影響を 与え、 集合組織を改善する効果を有するので、 それぞれ 3. 0 %、 0. 2 %ぉょび 0. 1 5 %を上限と し、 1種または 2種以上添加す る。
これらの上限を超えて添加しても集合組織を改善する効果は飽和 するだけでなく、 延性の低下を招く ことがある。
さ らに、 本発明の （ 5 ) 、 ( 6 ) においては M n、 T i、 N bは 0. 5 ≤ (Mn + 1 3 T i + 2 9 N b ) ≤ 5を満たす範囲で添加せ ねばならない。 Mn + 1 3 T i + 2 9 N bが 0. 5未満では集合組 織の改善効果は小さい。 一方、 Mn + 1 3 T i + 2 9 N bを 5を超 えて添加しても、 集合組織の改善効果は小さく、 鋼管が極度に硬質 化して延性を損なうので、 5を上限とする。 1〜 4がより好ましい 範囲である。
Z r、 M g ： 脱酸元素と して有効である。 一方、 過剰添加は酸化 物、 硫化物や窒化物の多量晶出 · 析出招き清浄度が劣化して、 延性 を低下させてしま う上、 めっき性を損なう。 したがって、 必要に応 じてこれらの 1種または 2種以上を、 合計で 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %添加する。
Vは、 0. 0 0 1 %以上の添加で炭化物、 窒化物もしくは炭窒化 物を形成することによって、 鋼材を高強度化したり加工性を向上す ることが出来るが、 その合計が 0. 5 %を超えた場合には、 母相で あるフ ライ ト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、 窒化物もしく は 炭窒化物として析出して、 延性を低下させることから、 添加範囲を 0. 0 0 1〜 0. 5 %と した。
B ： 必要に応じて添加する。 Bは、 粒界の強化や鋼材の高強度化 に有効ではあるが、 その添加量が 0. 0 1 %を超えるとその効果が 飽和するばかりでなく、 必要以上に鋼板強度を上昇させ、 加工性も 低下させることから、 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %と した。
N i 、 C r 、 C u、 C o、 M o、 W、 S n : N i 、 C r、 C u、 C o、 M o、 W、 S nは強化元素であり、 必要に応じてこれらの 1 種又は 2種以上の合計で 0. 0 0 1 %以上の添加と した。 また、 過 剰の添加はコス トアップや延性の低下を招く ことから、 2. 5 %以 下と した。
. C a ： 介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、 適量の添加は熱間 加工性を向上させるが、 過剰の添加は逆に熱間脆化を助長ざせるた め、 必要に応じて 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %の範囲と した。
また、 不可避的不純物と して、 Z n、 P b、 A s、 S bなどをそ れぞれ 0. 0 1 %以下の範囲で含んでも、 本発明の効果を失するも のではない。
これら、 Z r、 M g、 V、 B、 S n、 C r、 C u、 N i 、 C o、 W、 M o、 C aなどの元素は必要に応じて、 1種又は 2種以上を合 計で、 0. 0 0 0 1 %以上、 2. 5 %以下を含有させることが好ま しい。
本発明の （ 1 ) 、 （ 2 ) 、 （ 1 0 ) および （ 1 1 ) に規定する鋼 管を得る場合には、 鋼成分組成に加え、 鋼板の 1 2板厚での板面 の { 1 1 0 } く 1 1 0 〉〜 { 3 3 2 } < 1 1 0 >の方位群および { 1 1 0 } < 1 1 0 >の X線ランダム強度比 ： ハイ ドロフォーム成形 等を行う上で最も重要な特性値である。
板厚中心位置での板面の X線回折を行い、 ランダム試料に対する 各方位の強度比を求めたときの、 { 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } < 1 1 0〉の方位群での平均が 3. 5以上と した。 この方位群に 含まれる主な方位は { 1 1 0 } く 1 1 0 >、 { 6 6 1 } < 1 1 0 > 、 { 4 4 1 } < 1 1 0 >、 { 3 3 1 } < 1 1 0 >、 { 2 2 1 } < 1 1 0 >、 { 3 3 2 } く 1 1 0 >である。
上記本発明の鋼管には { 4 4 3 } く 1 1 0 >、 { 5 5 4 } < 1 1 0 >および { 1 1 1 } く 1 1 0〉も発達する場合があり、 かっこれ らはハイ ドフォーム成形にとって好ましい方位であるが、 深絞り用 冷延鋼板に一般に認められる方位でもあるので、 区別する意味であ えて除外した。 すなわち、 深絞り冷延鋼板を素材と して電縫溶接な どによつて単に鋼管にしたのでは得られない結晶方位群を、 上記本 発明の鋼管は有するのである。
また、 上記本発明では、 高 r値冷延鋼板の代表的な結晶方位であ る { 1 1 1 } く 1 1 2 >や { 5 5 4 } く 2 2 5 >はほとんどなく、 これらはいずれも 2. 0以下、 さ らに好ましく は 1. 0未満である 。 これらの各方位の X線ランダム強度比は、 { 1 1 0 } 、 { 1 0 0 } 、 { 2 1 1 } 、 { 3 1 0 } 極点図のうち 3つ以上の極点図を基に 級数展開法で計算した 3次元集合組織から求めればよい。 すなわち 、 各結晶方位の X線ランダム強度比は、 3次元集合組織の φ 2 = 4 5 ° 断面における （ 1 1 0 ) [ 1 — 1 0 ] 、 （ 6 6 1 ) [ 1 - 1 0 ] 、 ( 4 4 1 ) [— 1 0 ] 、 ( 3 3 1 ) [ 1 一 1 0 ] 、 ( 2 2 1 )
[ 1 一 1 0 ] 、 ( 3 3 2 ) [ 1 一 1 0 ] 強度で代表させる。
なお、 上記本発明の集合組織は通常の場合、 φ 2 = 4 5° 断面に おいて上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、 この方位群から離 れるにしたがつて徐々に強度レベルが低下するが、 X線の測定精度 の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、 X線試料作製の精度 の問題などを考慮すると、 最高強度を示す方位がこれらの方位群か ら ± 5 ° ないし 1 0 ° 程度ずれる場合も有り うる。
{ 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } < 1 1 0 >方位群の平均 X線 ランダム強度比とは、 上記の各方位の X線ランダム強度比の相加平 均である。 上記方位のすべての強度が得られない場合には、 { 1 1 0 } < 1 1 0〉、 { 4 4 1 } < 1 1 0〉、 { 2 2 1 } < 1 1 0 >の 方位の相加平均で代替しても良い。 中でも、 { 1 1 0 } く 1 1 0 > は重要であり、 この方位の X線ランダム強度比が 5. 0以上である ことが特に望ましい。
{ 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } < 1 1 0 >方位群の平均強度 比が 3. 5以上でかつ { 1 1 0 } く 1 1 0 >の強度比が 5. 0以上 であれば、 特にハイ ドロフォーム用鋼管としては更に好適であるこ とは言うまでもない。 また、 成形困難な場合には上記方位群の平均 強度比が 5. 0以上であること、 { 1 1 0 } く 1 1 0〉の強度比が 7. 0以上であることのうち、 少なく とも 1つを満たすことが望ま しい。
その他の方位、 例えば { 0 0 1 } く 1 1 0 >、 { 1 1 6 } く 1 1 0 >、 { 1 1 4 } < 1 1 0 >、 { 1 1 3 } < 1 1 0 >、 { 1 1 2 } < 1 1 0〉、 { 2 2 3 } < 1 1 0 >などの強度は、 製造条件によつ て種々変化するので特に限定しないが、 これらの平均強度が 3. 〇 以下であるこ とが好ましい。
上記本発明の集合組織に関する特徴は、 通常の逆極点図や正極点 図だけでは表すことができないが、 たとえば鋼管の半径方向の方位 を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、 各方位の X線ランダム強度比は以下のよ うになることが好ましい。 < 1 0 0 > : 2以下、 く 4 1 1 〉 ： 2以下、 く 2 1 1 〉 ： 4以下 、 く 1 1 1 > : 1 5以下、 く 3 3 2 > : 1 5以下、 く 2 2 1 〉 ： 2 0. 0以下、 く 1 1 0 > : 3 0. 0以下。
また、 軸方向を表す逆極点図においては、
< 1 1 0 > ： 1 0以上、 上記のく 1 1 0 >以外の全ての方位 ： 3 以下。
また、 上記本発明の鋼管の r値は、 集合組織の変化によって種々 変化するが、 少なく とも軸方向の r値は 1. 4以上となる。 製造条 件によっては軸方向の r値が 3. 0を超える場合もある。 r値の異 方性については特に限定するものではない。 すなわち、 軸方向の r 値が円周方向や半径方向の r値よ り も小さい場合もあれば、 その逆 になる場合もある。 なお、 例えば高 r値冷延鋼板を単に電縫溶接に より鋼管と した場合、 必然的に軸方向の r値が 1. 4以上となる場 合が多い。 しかしながら、 上記本発明は既述の集合組織を有し、 同 時に r値が 1 . 4以上である点において、 そのような鋼管とは明瞭 に区別されるものである。
r値の評価は、 J I S 1 1号管状試験片または J I S 1 2号弧状 試験片によって行えば良い。 そのときの歪量は伸び率 1 5 %で評価 するが、 均一伸びが 1 5 %未満のときには、 均一伸びの範囲内の歪 量で評価する。 なお、 試験片はシーム部以外から試料を採取するこ とが望ましい。
次に、 本発明の （ 5 ) 、 （ 6 ) 、 （ 7 ) 、 （ 1 4 ) および （ 1 5 ) に規定する鋼管を得る場合には、 鋼成分組成に加え、 鋼板の 1ノ 2板厚での板面の { 1 1 1 } く 1 1 0 >および { 1 1 1 } く 1 1 2 >の X線ランダム強度比は、 上記本発明において重要な特性値であ る。
板厚中心位置での板面の X線回折を行い、 ランダム試料に対する 各方位の強度比を求めたときの、 { 1 1 1 } < 1 1 0 >方位の強度 比が 5. 0以上、 かつ { 1 1 1 } く 1 1 2 >は 2. 0未満であるこ とが必要である。
{ 1 1 1 } < 1 1 2 >方位は、 ハイ ドフォーム成形に対して好ま しい方位であるが、 通常の高 r値冷延鋼板の代表的な結晶方位であ るので、 区別する意味であえて 2. 0未満と した。 また、 低炭素冷 延鋼板を箱焼鈍して得られる集合組織は { 1 1 1 } < 1 1 0 >が主 方位で、 { 1 1 1 } < 1 1 2 >が副方位となるため、 上記本発明の 集合組織の特徴と類似するが、 この場合でも { 1 1 1 } < 1 1 2 > は 2. 0以上の強度比となるので、 上記本発明の鋼管とは明瞭に区 別される。
{ 1 1 1 } く 1 1 0 >が 7. 0以上、 { 1 1 1 } く 1 1 2 >が 1 . 0未満であればより好ましい。
{ 1 1 1 } く 1 1 2 >と同様に、 { 5 5 4 } く 2 2 5 >も高 r値 冷延鋼板の主方位であるが、 上記本発明の鋼管にはほとんど存在せ ず、 その強度は 2. 0未満、 さらに好ましくは 1. 0未満である。 これらの各方位の X線ランダム強度比は、 { 1 1 0 } 、 { 1 0 0 } 、 { 2 1 1 } , { 3 1 0 } 極点図のうち 3つ以上の極点図を基に級 数展開法で計算した 3次元集合組織から求めればよい。
すなわち、 各結晶方位の X線ランダム強度比は、 3次元集合組織 の φ 2 = 4 5 ° 断面における （ 1 1 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 （ 1 1 1 )
[ 1 - 2 1 ] 、 ( 5 5 4 ) [- 2 - 2 5 ] の強度で代表させること ができる。
なお、 上記本発明の集合組織は通常の場合、 φ 2 = 4 5 ° 断面に おいて （ 1 1 1 ) [ 1 — 1 0 ] 方位に最高強度を有し、 この方位群 から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、 X線の測 定精度の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、 X線試料作製 の精度の問題などを考慮すると、 最高強度を示す方位がこれらの方 位群から ± 5 ° 程度ずれる場合も有り うる。
さ らに { 0 0 1 } < 1 1 0 >の強度は特に限定しないが、 2. 0 以下であることが好ましい。 これらは軸方向の r値を低下せしめる 方位だからである。 よ り好ましくは 1 . 0以下である。 その他の方 位、 例えば { 1 1 6 } く 1 1 0 >、 { 1 1 4 } く 1 1 0 〉、 { 1 1 3 } く 1 1 0 >などの強度も特に限定しないが、 これらも軸方向の r値を低下させるので、 それぞれ 2. 0以下であることが好ましい
{ 0 0 1 } く 1 1 0 >、 { 1 1 6 } く 1 1 0 >、 { 1 1 4 } < 1 1 0 >、 { 1 1 3 } < 1 1 0 >の X線ランダム強度比とは、 3次元 集合組織の φ 2 = 4 5 ° 断面における、 （ 0 0 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 ( 1 1 6 ) [ 1 — 1 0 ] 、 ( 1 1 4 ) [ 1 一 1 0 ] 、 ( 1 1 3 ) [ 1 - 1 0 ] で代表させれば良い。
上記本発明の集合組織に関する特徴は、 通常の逆極点図や正極点 図だけでは表すことができないが、 例えば鋼管の半径方向の方位を 表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、 各方位の X 線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
< 1 0 0 > ： 1 . 5以下、 く 4 1 1 > : 1 . 5以下、 く 2 1 1 > : 3以下、 く 1 1 1 > : 6以上、 く 3 3 2 > : 1 0以下、 く 2 2 1 > ： 7以下、 < 1 1 0 > ： 5以下。
また、 軸方向を表す逆極点図においては、
く 1 1 0 > : 1 5以上、 く 1 1 0 >以外の全ての方位 ： 3以下。 また、 上記本発明においては、 鋼管の軸方向の r値、 円周方向の r値、 軸方向と円周方向のちょ う ど中間の 4 5 ° 方向の r値が全て 1 . 4以上となる。 軸方向の r値は 2. 5を超える場合もある。 r 値の異方性については特に限定するものではないが、 上記本発明で は軸方向の r値が円周方向や 4 5 ° 方向の r値よ り もやや大きい。 しかしながらその差は 1 . 0以下である。 なお、 例えば高 r値冷延 鋼板を単に電鏠溶接によ り鋼管とした場合、 板取りによっては軸方 向の r値が 1 . 4以上となる場合がある。 しかしながら、 上記本発 明は既述の集合組織を有する点において、 そのような鋼管とは明瞭 に区別されるものである。
次に、 更に、 本発明の （ 3 ) 、 （ 4 ) 、 （ 1 2 ) および （ 1 3 ) に規定する鋼管を得る場合には、 鋼成分組成に加え、 鋼組織を制御 する必要がある。
上記の本発明の鋼管の組織は、 7 5 %以上のフェライ ト相からな る。 これが 7 5 %未満では、 良好な成形性を確保できなくなるため である。 8 5 %以上が好ましく、 さらには、 9 0 %以上であれば一 層好ましい。 フヱライ ト相の体積率は 1 0 0 %でも上記本発明の効 果を得ることができるが、 特に強度を高める必要のある場合には、 第 2相を適度に分散させることが好ましい。 フ ライ ト相以外の第 2相は、 パーライ ト、 セメ ンタイ ト、 オーステナイ ト、 ペイナイ ト 、 ァシキユラ一フェライ ト、 マルテンサイ ト、 炭窒化物、 金属間化 合物のうちの 1種または 2種類以上からなるものである。
フェライ トの平均結晶粒径は、 1 0 μ ιη以上である。 1 0 μ ιη未満 では良好な延性を確保することが困難となる。 より好ましく は 2 0 m以上、 さらに好ましく は 3 0 μ ιη以上である。 フェライ トの平均 粒径の上限は特に定めないが、 極端に大きすぎるとむしろ延性が劣 化したり、 肌荒れの原因となるので、 2 0 0 μ πι以下とすることが 好ましい。
フェライ トの平均粒径は、 圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼 板の断面 （L断面） を鏡面に研磨後、 適当な腐食液によりエツチン グした後、 板厚の 1ノ 8〜 7 / 8の範囲における 2 m m 2以上の範 囲を無作為に選択、 観察して、 点算法などにより決定すればよい。 また、 フェライ トは、 アスペク ト比が 0 . 5〜 3 . 0の結晶粒に よって 9 0 %以上を占められるものである。 上記の本発明の鋼管の 組織は、 最終的には再結晶によって形成されるので、 フェライ ト組 織は整粒となり、 上記のァスぺク ト比を有する結晶粒が大半を占め ることになる。 9 5 %以上が好ましく、 9 8 %以上がさらに望まし い。 1 0 0 %でも本発明の効果は当然得られる。 また、 より好まし いアスペク ト比は 0 . 7〜 2 . 0である。
なお、 ァスぺク ト比は以下のように定義される。 すなわち、 圧延 方向に平行でかつ板面に垂直な鋼板の断面 （L断面） において、 結 晶粒の板厚方向の最大長さ （Y) で圧延方向の最大長さ （X) を除 した値 (X/Y) である。 上記ァスぺク ト比の範囲を有する結晶粒 の体積率は、 面積率によって代表され、 面積率の決定は、 L断面を 適当な腐食液によ りエッチングした後、 板厚の 1 Ζ 8〜 7 Ζ 8の範 囲における 2 mm2以上の範囲を無作為に選択、 観察して、 点算法 などによ り決定すればよい。
上記本発明の鋼管の r値は、 集合組織の変化によって種々変化す るが、 鋼管の長手方向における r値は 1 . 0以上となることが好ま しい。 1 . 5以上であればさ らに望ましい。 製造条件によっては軸 方向の r値が 2 . 5を越える場合もある。 r値の異方性については 特に限定するものではない。 すなわち、 軸方向の r値が円周方向や 半径方向の r値よ り も小さい場合もあれば、 その逆の場合もある。
なお、 たとえば、 高 r値冷延鋼板を単に電縫溶接によ り鋼管と し た場合、 必然的に軸方向の r値が 1 . 0以上となる場合が多い。 し かしながら、 上記本発明 （ 4 ) は以下に述べる集合組織を有し、 同 時に r値が 1 . 0以上である点において、 そのよ うな鋼管とは明瞭 に区別されるものである。 鋼板 1 / 2板厚での板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } < 1 1 0 >の方位群、 及び、 [1 1 1 ]く 1 1 2 >の X線ランダム強度 比はハイ ドロフォーム成形等を行う上で重要な特性値である。 板厚 中心位置での板面の X線回折を行い、 ランダム試料に対する各方位 の強度比を求めたときの、 { 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } < 1 1 0 >の方位群での平均値を 2. 0以上とした。 この方位群に含ま れる主な方位は、 { 1 1 0 } く 1 1 0 >、 { 6 6 1 } く 1 1 0 >、 { 4 4 1 } ぐ 1 1 0〉、 { 3 3 1 } < 1 1 0 >、 { 2 2 1 } < 1 1 0 >、 { 3 3 2 } く 1 1 0〉である。
上記本発明の鋼管には { 4 4 3 } く 1 1 0 >、 { 5 5 4 } < 1 1 0 >及び { 1 1 1 } く 1 1 0 >も発達する場合があり、 かつ、 これ らはハイ ドフォーム成形にとって好ましい方位であるが、 深絞り用 冷延鋼板に一般に認められる方位でもあるので、 区別する意味であ えて除外した。
すなわち、 深絞り冷延鋼板を素材と して電鏠溶接などによって単 に鋼管にしたのでは得られない結晶方位群を、 本発明の鋼管は有す るのである。
また、 上記本発明では、 高 r値冷延鋼板の代表的な結晶方位であ る { 1 1 1 } く 1 1 2 >はほとんどなく、 これらは 1. 5以下、 さ らに好ましくは 1. 0未満である。 これらの各方位の X線ランダム 強度比は、 { 1 1 0 } 、 { 1 0 0 } 、 { 2 1 1 } 及び { 3 1 0 } の 各極点図のうち、 3つ以上の極点図を基に級数展開法で計算した 3 次元集合組織から求めればよい。 すなわち、 各結晶方位の X線ラン ダム強度比を求めるには、 3次元集合組織の Φ 2 = 4 5 ° 断面にお ける （ 1 1 0 ) [ 1 — 1 0 ] 、 （ 6 6 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 ( 4 4 1 ) [ 1 一 1 0 ] 、 ( 3 3 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 ( 2 2 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 ( 3 3 2 ) [ 1 一 1 0 ] の強度で代表させる。 なお、 上記本発明の集合組織は通常の場合、 φ 2 = 4 5° 断面に おいて上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、 この方位群から離 れるにしたがつて徐々に強度レベルが低下するが、 X線の測定精度 の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、 X線試料作製の精度 の問題などを考慮すると、 最高強度を示す方位が、 これらの方位群 から ± 5° ないし 1 0 ° 程度ずれる場合も有り う る。
{ 1 1 0 } < 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } く 1 1 0〉方位群の平均 X線 ランダム強度比とは、 上記の各方位の X線ランダム強度比の相加平 均である。 上記方位のすべての強度が得られない場合には { 1 1 0 } く 1 1 0 >、 { 4 4 1 } く 1 1 0 >及び { 2 2 1 } く 1 1 0 >の 方位における強度比の相加平均で代替してもよい。 { 1 1 0 } < 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } く 1 1 0 >方位群の平均強度比が 3. 0以上で あれば、 特にハイ ドロフォーム用鋼管としては更に好適であること は言うまでもない。
また、 成形困難な場合には、 上記方位群の平均強度比が 4. 0以 上であるこ とが望ましい。 その他の方位、 たとえば、 { 0 0 1 } く 1 1 0 〉、 { 1 1 6 } く 1 1 0 >、 { 1 1 4 } < 1 1 0 >、 { 1 1 3 } < 1 1 0 >、 { 1 1 2 } く 1 1 0 >、 { 2 2 3 } < 1 1 0 >な どの強度は、 製造条件によって種々変化するので特に限定しないが 、 これらの平均強度が 3. 0以下であることが好ましい。
本発明で規定するいずれの鋼管の場合においても鋼管の X線回折 を行う場合には、 鋼管より弧状試験片を切り出し、 これをプレスし て平板と し X線解析を行う。 また、 弧状試験片から平板とするとき は、 試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行 う ことが好ましい。
このよ う にして得られた板状の試料について機械研磨や化学研磨 などによつて板厚中心付近まで研磨し、 パフ研磨によって鏡面に仕 上げた後、 電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、 板厚中心層が測定面となるよ うに調整する。
なお、 鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、 板厚の
3 / 8〜 5 Z 8の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい 。 さ らに X線測定が困難な場合には、 EBSP法や ECP法により統計的 に十分な数の測定を行う。
本発明の集合組織は、 上述のとおり、 板厚中心又は板厚中心近傍 の面における X線測定結果によ り規定されるが、 中心付近以外の板 厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。
また、 本発明においては、 鋼管の外側表面〜板厚 1 Z 4程度まで は後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し 、 上記の集合組織の要件を満たさない場合もあり得る。 なお、 { h k 1 } く u v w >とは、 上述の方法で X線用試料を採取したとき、 板面に垂直な結晶方位が < h k 1 >で、 鋼管の長手方向が < u v w >であることを意味する。
本発明の集合組織に関する特徴は、 通常の逆極点図や正極点図だ けでは表すことができないが、 たとえば、 鋼管の半径方向の方位を 表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、 各方位の X 線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
く 1 0 0 > : 2以下、 く 4 1 1 > : 2以下、 く 2 1 1 > : 4以下 、 く 1 1 1 > : 8以下、 く 3 3 2 > : 1 0以下、 く 2 2 1 〉 ： 1 5 . 0以下、 < 1 1 0 > : 2 0. 0以下。
また、 軸方向を表す逆極点図においては、 く 1 1 0 〉 ： 8以上、 上記の < 1 1 0 >以外の全ての方位 ： 3以下。
次に本発明による鋼管の製造方法について説明する。
製造にあたっては、 高炉、 電炉等による溶製に続き、 各種の 2次 製鍊を行いィンゴッ ト铸造や連続錄造を行い、 連続鍀造の場合には 室温付近まで冷却することなく熱間圧延する C C一 D Rなどの製造 方法を組み合わせて製造してもかまわない。
铸造ィンゴッ トゃ铸造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良 いのは言うまでもない。 熱間圧延の加熱温度は特に限定するもので はなく、 目的とする仕上げ温度を具現化するのに適切な温度であれ ば良い。
熱延の仕上げ温度は通常の 単相域のほか α + γ 2相域や α単相 域、 ひ +パーライ ト、 ひ +セメ ンタイ トのいずれの温度域で行って も良い。 熱間圧延の 1パス以上について潤滑を施しても良い。 また 、 粗圧延パーを互いに接合し、 連続的に仕上げ熱延を行っても良い 。 粗圧延パーは一度卷き取っても再度卷き戻してから仕上げ熱延に 供してもかまわない。
熱延後の冷却速度や卷き取り温度は特に限定するものではない。 熱間圧延後は酸洗することが望ましい。 さらにスキンパス圧延や、 5 0 %以下の圧下率の冷間圧延を施しても良い。
鋼管の製造にあたっては、 通常は電縫溶接を用いるが、 T I G、 M I G、 レーザー溶接、 U Oや鍛接等の溶接 · 造管手法等を用いる ことも出来る。 これらの溶接鋼管製造において、 溶接熱影響部は必 要とする特性に応じて局部的な固溶化熱処理を単独あるいは複合し て、 場合によっては複数回重ねて行っても良く、 本発明の効果をさ らに高める。 この熱処理は溶接部と溶接熱影響部のみに付加するこ とが目的であって、 製造時にオンラインであるいはオフラインで施 ェできる。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度は、 本発明の （ 1 0 ) 、 （ 1 1
) において重要である。 加熱温度は、 熱延鋼板または加熱縮径前の 母鋼管の板厚中心における板面の { 0 0 1 } く 1 1 0 >、 { 1 1 6 } く 1 1 0 〉、 { 1 1 4 } < 1 1 0 >、 { 1 1 2 } く 1 1 0 >のう ちの、 すべての方位が X線ランダム強度比で 3以下の場合は、 6 5 0 °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度範囲とする。 6 5 0 °C未満の温度で は縮径加工が困難であり、 また縮径後の組織が加工組織となるため 、 成形性を確保するために再度加熱する必要が生じ、 コス トアップ となる。
加熱温度が 1 2 0 0 °C超では、 鋼管表面に過度にスケールが生成 し、 表面性状が劣悪になるばかりか成形性も劣化する。 1 0 5 0 °C 以下がよ り好ましい上限である。 母管の集合組織がこのようになる のは、 例えば熱延の仕上げ温度が、 A r 3 点以上の再結晶温度域で ある場合や、 熱延後に緩冷却した場合などが挙げられる。
一方、 縮径加工に供する母管の { 0 0 1 } < 1 1 0 〉、 { 1 1 6 } < 1 1 0 >、 { 1 1 4 } く 1 1 0 〉、 { 1 1 2 } く 1 1 0 >のう ちの 1つ以上の方位が X線ランダム強度比で 3超の場合には、 （ A c 3 - 5 0 ) °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度範囲に加熱する。 母鋼管 の集合組織がこのような場合には、 縮径前の加熱温度を （A c 3 _ 5 0 ) °C以上にしないと、 その後適切な縮径加工を施してもハイ ド 口フォーム成形に好ましい集合組織が形成されない。 すなわちひ + γ 2相域の高温または y単相域に一度加熱することで、 母管の集合 組織が弱くなり、 引き続き縮径加工を行う ことで初めて目的とする 集合組織が得られるのである。 このときの加熱温度は A c 3 点以上 であればより一層好ましい。
加熱温度を 1 2 0 0 °C超と しても、 このよ うな効果は飽和し、 上 記のスケールの問題が発生するので、 1 2 0 0 °Cを上限とする。 1 0 5 0 °Cがよ り好ましい上限である。 この場合、 加熱後一旦冷却し て再度縮径可能な温度域まで加熱してもかまわない。 母管の集合組 織がこのようになるのは、 例えば熱延の仕上げ温度が、 A r 3 点直 上付近の未再結晶温度域や A r 3 点以下であった場合、 熱延後に急 速冷却した場合などが挙げられる。
なお、 熱延鋼板と上記の母鋼管の集合組織が同等と判断される場 合には、 熱延板の集合組織で母鋼管の集合組織を代用しても良い。
{ 0 0 1 } < 1 1 0 〉、 { 1 1 6 } < 1 1 0 >、 { 1 1 4 } < 1 1 0 >、 { 1 1 2 } く 1 1 0 >の X線ランダム強度比とは、 3次元集 合組織の φ 2 = 4 5 ° 断面における、 （ 0 0 1 ) [ 1 — 1 0 ] 、 （ 1 1 6 ) [ 1 - 1 0 ] , ( 1 1 4 ) [ 1 一 1 0 ] 、 ( 1 1 4 ) [ 1 - 1 0 ] で代表させれば良い。
縮径の方法も重要である。 すなわち縮径率を 3 0 %以上、 板厚減 少率 5 %以上 3 0 %未満となるよ うに縮径する。 縮径率が 3 0 %未 満では良好な集合組織が十分に発達しない。 好ましく は 5 0 %以上 縮径する。 縮径率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得る ことができるが、 生産性の観点から 9 0 %以下とすることが好まし い。 また、 縮径率を 3 0 %以上とするだけでは不十分で、 板厚を減 少させながら縮径することが必須である。 板厚が増加したり変化し ない場合には良好な集合組織を得ることが困難となる。 したがって 板厚減少率は 5〜 3 ◦ %とする。 好ましくは 1 0〜 2 5 %とする。
なお縮径率は、 { (縮径加工前の母管の直径ー縮径完了後の鋼管 の直径） /縮径加工前の母管の直径） } X 1 0 0 (%) で、 板厚減 少率は { (縮径加工前の母管の板厚一縮径完了後の鋼管の板厚） / 縮径加工前の母管の板厚） } X 1 0 0 (%) 定義される。 なお、 鋼 管の直径は鋼管の外形を測定する。
縮径完了温度は α + γ域、 α単相域、 ひ +セメ ンタイ ト域、 α + パーライ ト域のいずれかであることが望ましい。 これは上記の縮径 加工が α相に一定量以上加わることが良好な集合組織を得るために 必要だからである。
次に、 本発明の （ 1 4 ) 、 ( 1 5 ) に規定する要件について説明 する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度および続く縮径加工の条件は、 上記本発明において重要である。 上記本発明は以下のような新知見 に立脚するものである。 すなわち、 まず γ域での縮径加工を施し、 0/相を未再結晶あるいは再結晶分率が 5 0 %以下の状態と して y集 合組織を発達させる。 このよ うな縮径加工によって形成された γ集 合組織を変態させると、 ハイ ドロフォーム成形に良好な { 1 1 1 } く 1 1 0 >近傍の集合組織が顕著に発達することを見いだしたので ある。
加熱温度は、 A c 3 変態点以上としなければならない。 これは γ 単相域で大きな縮径加工を行うことで上述した未再結晶の γ集合組 織が発達するためである。
加熱温度の上限は特に限定しないが、 表面性状を良好に保っため に 1 1 5 0 °C以下とすることが望ましい。 （A c 3 + 1 0 0 ) °C〜 1 1 0 0 °Cがよ り好ましい範囲である。
γ域での縮径加工は縮径率が 4 0 %以上となるように行う。 4 0 %未満では Ί域で未再結晶集合組織が発達しないため、 最終的に好 ましい r値や集合組織を得ることが困難となる。 縮径率 5 0 %以上 とするのが好ましく、 6 5 %以上がよ り一層望ましい。 γ域での縮 径加工はできるだけ A r 3 変態温度に近い温度で完了するのが良い なお、 この場合の縮径率とは { (縮径加工前の母管の直径一 V域 での縮径完了後の鋼管の直径） Z縮径加工前の母管の直径） } X I 0 0 (%) で定義される。
γ域で縮径加工を完了する場合には、 縮径加工後 5 s以内に冷却 を開始し、 冷却速度を 5 °C/ s以上と し、 少なく とも （A r 3 — 1 0 0 ) °C以下の温度まで冷却する。 冷却開始が縮径加工完了後に 5 s超となってしまう と、 γの再結晶が促進されたり、 0/→ひ変態時 のバリ アント選択が不適切となって、 最終的に r値や集合組織が劣 化する。 一方、 冷却速度が 5 °C/ s未満では、 変態のバリアント選 択が不適切となり r値や集合組織が劣化する。
冷却速度は 1 0 °C / s以上が好ましく、 2 0 °C / s以上であれば 一層好ましい。 冷却の終点温度は （ A r 3 - 1 0 0 ) °C以下とする 。 これによつて γ→ α変態に伴う集合組織形成が良好なものとなる 。 γ→ a変態完了温度まで冷却することが集合組織形成の上でよ り 一層好ましい。
また、 本発明の （ 1 5 ) のように T 域で縮径率 4 0 %以上の縮径 加工を行った後、 さらに A r 3 〜 （A r 3 — 1 0 0 ) °Cの温度域で 縮径率 1 0 %以上の縮径加工を行って、 A r 3 〜 （A r 3 — 1 0 0 ) °Cで縮径加工を完了しても良い。 これによつて変態による { 1 1 1 } < 1 1 0 >集合組織の形成がよ り促進される。 γ +ひ 2相域に よる縮径率は、 { (A r 3 点以下での縮径加工前の鋼管の直径一 A r 3 〜 （A r 3 — 1 0 0 ) °Cでの縮径完了後の鋼管の直径） Z A r 3 点以下での縮径加工前の鋼管の直径 } X I 0 0 (%) で定義され る。
このよ うにして製造された鋼管の全縮径率は、 当然のことながら 4 0 %以上となる。 好ましく は 6 0 %以上である。 全縮径率は下式 で定義される。
{ (縮径加工後前の母管の直径ー縮径完了後の鋼管の直径） / 縮径加工前の母管の直径） } X 1 0 0 (%) 。
母管に対する縮径加工完了後の鋼管の板厚変化率は、 + 1 0 %〜 一 1 0 %とすることが好ましい。 板厚減少率は { (縮径加工完了後 の鋼管の板厚一縮径加工前の母管の板厚） /縮径加工前の母管の板 厚） } X 1 0 0 (%) 定義される。 なお、 鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。 縮径後の板厚が縮径 前の板厚に比べて増えすぎても逆に減りすぎても良好な集合組織が 形成され難くなる。
次に、 本発明の （ 1 2 ) および （ 1 3 ) に規定する要件について 説明する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度は、 良好な n値を得るために重 要である。 これが 8 5 0 °C未満の温度では、 縮径加工完了後に加工 組織が残存しやすくなり、 n値が低下する。 加熱温度が 8 5 0 °C未 満の時には、 縮径加工の途中でインダクショ ンヒーターなどによつ て再度加熱すれば、 n値を確保することが可能となるがコス トアツ プとなってしまう。 9 0 0 °C以上がよ り好ましい。 また、 良好な r 値が必要な場合には、 加熱温度を γ単相域とすることが好ましい。 加熱温度の上限は特に設けないが、 加熱温度が 1 2 0 0 °C超では、 鋼管表面に過度にスケールが生成し、 表面性状が劣悪になるばかり か成形性も劣化する。 1 0 5 0 °C以下がより好ましい上限である。 また、 加熱の方法は特に限定するものではないが、 スケールの生成 を抑制し、 表面性状を良好に保っためにはインダクショ ンヒーター で短時間のうちに加熱することが好ましい。
加熱後のデスケーリ ングは水などによつて必要に応じて適宜行う 縮径加工は、 A r 3変態点未満〜 7 5 0 °C以上の温度域での縮径 率が少なく とも 2 0 %以上となるよ うに行う。 この縮径率が 2 0 % 未満では、 良好な r値や集合組織を得ることが困難であるばかりか 、 粗大粒が発生して成形性も劣化する。 5 0 %以上が好ましく、 6 5 %以上がさらに好ましい。 縮径率の上限を特に定めることなく本 癸明の効果を得ることができるが、 生産性の観点から、 9 0 %以下 とすることが好ましい。 なお、 A r 3点未満での縮径に先立って、 A r 3以上での縮径を行っても構わない。 これによつてさらに良好 な r値を得ることが可能となる。 縮径加工の完了温度も極めて重要 である。 すなわち、 下限を 7 5 0 °Cとする。 縮径の完了温度が 7 5 0 °C未満となると、 加工組織が残存しやすくなり、 n値が劣悪とな る。 7 8 0 °C以上がよ り好ましい。
なお、 A r 3変態点未満での縮径率は、 { ( A r 3変態点未満での 縮径加工直前の鋼管の直径ー縮径完了後の鋼管の直径） Z A r 3変 態点未満での縮径加工直前の鋼管の直径 } X I 0 0 ( % ) で定義さ れる。
板厚変化率が + 5 %〜一 3 0 %となるよ うに縮径する。 板厚の変 化率がこの範囲にないと、 良好な集合組織および r値を得ることが 困難となる。 一 5 2 0 %がより好ましい範囲である。
板厚変化率は { (縮径完了後の母管の板厚一縮径加工前の鋼管の 板厚） ノ縮径完了後の母管の板厚 } X I 0 0 ( % ) で定義される。
なお、 鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。 縮径完了温度は α + 0/域であることが望ましい。 これは上記の縮径加工が a相に一定量 以上加わることが良好な集合組織を得るために必要だからである。 縮径加工は、 複数のロールを組み合わせて多段パスのラインを通 板することによって行っても良いし、 ダイスを用いて引き抜いて行 つても良い。 また、 縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望 ましい。
本発明に係る鋼管は、 延性を確保するためフェライ トを面積率で 3 0 %以上含有することが好ましい。 しかし、 用途によってはこの 限りでなく、 パーライ ト、 ベイナイ ト、 マルテンサイ ト、 オーステ ナイ トおよび炭窒化物等のうち、 1種以上の組織のみで構成されて いても構わない。
本発明の鋼管は、 表面処理を施すことなく、 使用するもの、 また 、 これに、 防鲭のために溶融めつき、 電気めつきなどの表面処理を 施して使用するもの双方を含む。 めっきの種類は、 純亜鉛のほか、 主成分が亜鉛である合金、 A 1 などが可能であり、 通常の方法にて 表面処理を施すことができる。
実施例 1
表 1に示す成分の各鋼を溶製して 1 2 0 0 °Cに加熱後、 表 2に示 す仕上げ温度で熱間圧延して巻き取った。 酸洗に引き続き電縫溶接 により外径 1 0 0〜 2 0 0 mmに造管した後、 所定の温度に加熱し て、 縮径加工を行った。
得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。
前もって鋼管に 1 Ο πιιη φのスクライブドサークルを転写し、 内 圧と軸押し量を制御して、 円周方向への張り出し成形を行った。 パ ース ト直前での最大拡管率を示す部位 （拡管率-成形後の最大周長 /母管の周長） の軸方向の歪 ε Φと円周方向の歪 ε 0 を測定した。
この 2つの歪の比 ρ = ε Φ / ε θ と最大拡管率をプロッ トし、 ρ =ー 0. 5 となる拡管率 R eをもってハイ ド口フォームの成形性指 標と した。 X線測定は、 縮径前の母管および縮径後の鋼管から弧状 試験片を切り出し、 プレスして平板と して行った。 （ 1 1 0 ) 、 （ 2 0 0 ) 、 （ 2 1 1 ) 、 （ 3 1 0 ) 極点図を測定し、 これらを用い て級数展開法により 3次元集合組織を計算し、 φ 2 = 4 5° 断面に おける各結晶方位の X線ランダム強度比を求めた。
表 2に、 母管の板厚中心における { 0 0 1 } く 1 1 0 >、 { 1 1 6 } < 1 1 0 >、 { 1 1 4 } く 1 1 0 >、 { 1 1 2 } く 1 1 0 >の X線ランダム強度比、 表 3には、 縮径加工前の加熱温度、 縮径率、 板厚減少率および縮径後の { 1 1 0 } く 1 1 0〉および { 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } く 1 1 0〉の方位群の X線ランダム強度比 の平均値、 鋼管の引張強度、 軸方向の r値 r L、 さらにはハイ ド口 フォーム成形における最大拡管率を示す。
本発明例ではいずれも良好な集合組織と r値を有し、 最大拡管率 も高いのに対して、 本発明外の例では集合組織、 r値が好ましくな く、 最大拡管率も低い。 銅種 C Si Mn P S Al Ti Nb B N その他
A 0. 0025 0. 01 1. 12 0. 065 0. 005 0. 050 0. 022 0. 016 0. 0003 0. 0019
B 0. 018 0. 02 0. 12 0. 022 0. 004 0. 015 0. 0020
C 0. 045 0. 01 0. 25 0. 008 0. 003 0. 022 0. 0019 0. 0025
D 0. 083 0. 12 0. 41 0. 015 0. 005 0. 016 0. 0025 Sn=0. 02
E 0. 088 0. 01 0. 82 0. 022 0. 003 0. 050 0. 020 0. 0033
F 0. 125 0. 01 0. 45 0. 010 0. 009 0. 036 0. 0024
G 0. 281 0. 20 1. 01 0. 024 0. 003 0. 031 0. 0023 Cr=0. 1 表 2
Figure imgf000035_0001
*1 母管の板厚中心における各方位の X線ランダム強度比
3
CO
Figure imgf000036_0001
*2 110)く 110>〜 {332}く 110〉方位群の平均 X線 ンダム強度比
110) <110>方位の X線ランダム強度比
*4 111)く 112〉方位の X線ラ ンダム強度比
#伸び不足で r値を測定できない
本発明によれば、 ハイ ドロフォーム等の成形性に優れた材料の集 合組織およびその制御方法が得られ、 ハイ ドロフォーム等の成形性 に優れた鋼管を製造することができる。
実施例 2
表 4に示す成分の各鋼を溶製して 1 2 3 0 °Cに加熱後、 表 4に示 す仕上げ温度で熱間圧延して巻き取った。 酸洗に引き続き電鏠溶接 によ り直径 1 0 0〜 2 0 0 m mに造管した後、 所定の温度に加熱し て、 縮径加工を行った。
得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。
前もって鋼管に 1 Ο πι πι φのスクライブドサークルを転写し、 内 圧と軸押し量を制御して、 円周方向への張り出し成形を行った。 パ ース ト直前での最大拡管率を示す部位 （拡管率 =成形後の最大周長 Ζ母管の周長） の軸方向の歪 ε Φと円周方向の歪 ε 0 を測定した。 この 2つの歪の比 ρ = ε Φ Ζ ε 0 と最大拡管率をプロ ッ トし、 ρ = - 0 . 5 となる拡管率 R e をもってハイ ドロフォームの成形性指標 とした。
X線測定は、 縮径前の母管および縮径後の鋼管から弧状試験片を 切り出し、 プレスして平板と して行った。 （ 1 1 0 ) 、 （ 2 0 0 ) 、 （ 2 1 1 ) 、 ( 3 1 0 ) 極点図を測定し、 これらを用いて級数展 開法により 3次元集合組織を計算し、 φ 2 = 4 5 ° 断面における各 結晶方位の X線ランダム強度比を求めた。
表 5には、 縮径加工の諸条件と縮径加工後の鋼管の特性を示す。 表 5において軸方向の r値は r L、 4 5 ° 方向の r値は r 4 5、 円 周方向の r値は r Cと した。
本発明例ではいずれも良好な集合組織と r値を有し、 ハイ ドロフ オーム成形時の最大拡管率も高いのに対して、 本発明外の例では集 合組織、 r値が好ましくなく、 最大拡管率も低い。 表 4
鋼種 c S i Mn P S Al Ti Nb B N その他 Mn+13T i+29Nb 備考
A 0. 0025 0 • 01 1 25 0 065 0. 005 0 042 0 016 0 015 0. 0005 0. 0019 1. 89 本発明銅
B 0. 0021 0 • 01 0 12 0 008 0. 004 0 045 0 022 0. 0024 0. 41 比較鋼
C 0 017 0 02 0 11 0. 008 0. 004 0 043 0 035 0. 0020 Sn=0. 02 1. 13 本発明鋼
D 0 018 0 01 0 15 0. 065 0. 008 0 052 0. 0018 0. 15 比較鋼
E 0 045 0 01 0 29 0. 005 0. 006 0 016 0 042 0. 0005 0. 0025 Cr=0. 15 1. 51 本発明鋼
F 0 043 0 03 0 25 0. 004 0. 004 0 015 0 015 0. 0026 0. 45 比較鋼
G 0 079 0 08 0 94 0. 016 0. 006 0 025 0 012 0 058 0. 0029 2. 78 本発明鋼
H 0 083 0 04 0 14 0. 015 0. 005 0 041 0 010 0. 0002 0. 0030 0. 43 比較鋼
I 0 125 0 03 1 16 0. 006 0. 002 0 045 0. 0018 1. 16 本発明銅
J 0 121 0 03 0 36 0. 006 0. 003 0 050 0. 0023 0. 36 比較銅 κ 0. 0031 0 30 0 54 0. 048 0. 008 0 044 0 019 0 015 0. 0025 V=0. 023 1. 22 本発明鋼
L 0 038 0 12 0 35 0. 006 0. 004 0 016 0 021 0 014 0. 0023 Mo=0. 15 1. 03 本発明鋼
M 0 053 1 20 1 19 0. 004 0. 002 0 025 0. 0019 Ca=0. 002 1. 20 本発明鋼
表 5
CO
Figure imgf000039_0001
*1： {111}く 110>方位 X線ランダム強度比 *2： (111}く 112〉方位の X線ランダム強度比 *3：縮径加工後室温まで放冷 #伸び不足で r値を測定できない
実施例 3
表 6に示す成分を有する熱延鋼板を酸洗し、 引き続き電鏠溶接に よ り外径 1 0 0〜 2 0 0 mmに造管した後、 所定の温度に加熱して 、 縮径加工を行った。
得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。 前もって鋼 管に 1 Ο πιιη φのスクライブドサークルを転写し、 内圧と軸押し量 を制御して、 円周方向への張り出し成形を行った。 パース ト直前で の最大拡管率を示す部位 （拡管率 =成形後の最大周長 Ζ母管の周長 ) の軸方向の歪 ε Φと円周方向の歪 を測定した。
この 2つの歪の比 ρ = ε Φ/ ε θ と最大拡管率をプロッ ト し、 ρ = - 0 . 5 となる拡管率 R eをもってハイ ドロフォームの成形性指 標とした。 機械的性質の評価は J I S 1 2号弧状試験片を用いて行 つた。 r値は試験片形状に影響されるため、 同試験片に歪みゲージ を貼り付けて評価した。 X線測定は、 縮径後の鋼管から弧状試験片 を切り出し、 プレスして平板と して行った。 （ 1 1 0 ) 、 （ 2 0 0 ) 、 ( 2 1 1 ) 、 ( 3 1 0 ) の各極点図を測定し、 これらを用いて 級数展開法により 3次元集合組織を計算し、 φ 2 = 4 5 ° 断面にお ける各結晶方位の X線ランダム強度比を求めた。
表 7及び表 8に、 縮径加工前の加熱温度、 縮径完了温度、 縮径率 、 板厚変化率、 鋼管の引張強度、 n値、 フェライ ト分率、 平均結晶 粒径、 ァスぺク ト比、 軸方向の r値、 ハイ ドロフォーム成形におけ る最大拡管率、 さ らには、 母管の板厚中心における { 1 1 1 } < 1 1 2 >、 { 1 1 0 } < 1 1 0 >、 { 4 4 1 } < 1 1 0 >、 { 2 2 1 } く 1 1 0 >及び { 1 1 0 } く 1 1 0 >〜 { 3 3 2 } く 1 1 0 >の 方位群の X線ランダム強度比の平均値、 を示す。 本発明の例ではい ずれも良好な成形性を有し、 最大拡管率も高いのに対して、 本発明 外の例では、 最大拡管率が低い。
表 6
鋼種 C Si Mn P S Al Ti Nb B N Ni Cr Cu Mo V その他 (1)式の値 (2)式の ί直 備考
A 0.0022 0.68 a 12 0. 112 0.005 0.044 0.053 0.0005 0.0019 一 Sn=0.02 -104.5 117.60 発明鋼
B 0.0021 0.01 0.09 0.005 0.004 0.042 0.019 0.015 0.0022 -0.3 12.35 比麵
C 0.0016 0.35 0.64 0.070 0.004 0.256 0.024 0.0009 0.0023 -88.5 115. 85 発明鋼
D 0.016 0.02 0. 11 0.069 0.003 0.510 0.0020 0.12 -126.0 151. 19 発明鋼
E 0.018 0.03 0.26 a on 0.006 0.053 0.0018 15.4 19.64 比較鋼
F 0.051 2.03 1.23 0.026 0.002 0.146 0.045 a 0002 0.0025 0. 18 -53.4 138. 14 発明鋼
G 0.045 0.03 0.25 0.004 0.004 0.015 0.0026 0.0017 43.4 7. 14 比纖
H 0.089 0.04 0.92 0.006 0.001 0.031 0.009 0.047 0.0027 ― Ca=0.002 76.0 12. 19 比麵
I 0.084 a oi 1.05 a 015 0.003 1.343 0.060 0.0031 -189.2 279.55 発明鋼
J 0. 118 0.64 1.30 0.012 0.002 0.046 0.0020 0. 11 0. 10 0.23 69.9 46.21 比欄
K 0. 122 1， 78 0.25 0.026 0.003 0.066 0.0025 0.09 0.047 ― -40.3 110.97 発明鋼
L 0. 167 0.67 0.51 0.021 0.005 0.519 0.015 0.0022 -50.2 148. 5 発明鋼
M 0. 165 0.04 1.40 0.007 0.004 0.019 0.0026 114.0 10.49 比麵
表 7
変態温度 縮径加工の各条件
鋼種 Ac 3 °C Ar 3 °C 加熱 全縮径率 Ar 3未満での 縮径開始 板厚変 温度で % 縮径率％ 温度で 温度。 C 化率％
A 1010 955 1050 70 70 950 830 -10
1050 70 70 800 690 -10
B 918 849 900 50 50 770 640 0
C 991 963 1000 60 60 910 800 -20
1000 30 30 910 840 -5
D 1034 1007 1050 40 40 920 810 -15
E 902 826 1050 65 15 920 800 +15
F 963 914 1050 70 55 980 820 -25
1050 70 70 900 780 -25
1050 70 0 1100 930 -10
840 70 70 750 600 - 10
G 865 768 840 60 60 700 700 0
H 836 715 950 75 0 850 750 - 10
I 1074 957 950 80 80 800 780 - 10
J 835 785 950 40 20 850 690 0
K 957 855 890 50 50 840 790 -20
L 966 842 1000 75 60 880 770 -15
M 784 703 800 75 75 680 550 -15
表 8
Figure imgf000043_0001
式 (3)右辺： -0. 126xIn(TS)+0. 94
A： 0. 5〜3. 0のァスぺクト比を有するフェライト粒のフェライト相中の体積率％ * 1 : {110} く 110>方位 X線ランダム強度比
*2： {441} く 110>方位の X線ランダム強度比
*3： {221} く 110>方位の X線ランダム強度比
*4： {110} <110>~ {332} く 110>方位群の X線ランダム強度比の平均値
*5 : {111} く 112>方位の X線ランダム強度比
#伸び不足で r値を測定できない
* *加工組織残存のため結晶粒径を測定できない
産業上の利用可能性
本発明によれば、 ハイ ドロフォーム等の成形性に優れた材料の集 合組織およびその制御方法が得られ、 ハイ ドロフォーム等の成形性 に優れた鋼管を製造することができる。

Claims

質量％で、 0. 5 0 %
C
N p s ：
Figure imgf000045_0001
o
青
0 o 0 0 1〜 0. 2 %
0 o 0 5 %以下
o
0 0 1の % 1以下
を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管であって、 前記鋼管の軸方向の r値が囲 1. 4以上、 かつ鋼管の 1Z2板厚における板面の {1 1 0 } < 1 1 0 >〜{ 3 32 } < 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均が 3. 5以上、 あるいは、 鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >の X線ランダ ム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一方または双方の特性を有す ることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
2. 前記鋼管が、 さ らに、 質量％で、 A1： 0. 0 0 1〜 0. 5 % を含有することを特徴とする （ 1 ) 記載の成形性に優れた鋼管。
3. 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P ： 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
A1： 0. 0 1〜 2. 5 %
0 ： 0. 0 1 %以下 を、 下記 （ 1 ) 式と （ 2 ) 式とを満たす範囲で含有し、 残部が Fe及 び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管であって、 前記鋼 管の引張強度 （TS) と n値との関係が下記 （ 3 ) 式を満たし、 かつ フェライ ト相の体積率が 7 5 %以上、 フェライ トの平均粒径が 1 0 μ πι以上、 更に、 フェライ トを構成する結晶粒のうち、 アスペク ト 比が 0. 5〜 3. 0の結晶粒が面積率で 9 0 %以上であることを特 徴とする成形性の優れた鋼管。
(203Γ0+15.2ΝΪ+44.7Si+104V+31.5Mo + 30Mn+llCr+20Cu+700P+ 200A1) < - 2 0 · · · ( 1 )
(44.7Si+700P+200Al) > 8 0 · · · ( 2 ) n≥ -0.126X 1 n (TS) +0.94 · · · ( 3 )
4. 前記鋼管の長手方向における r値が 1 . 0以上、 かつ前記鋼 管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }< 1 1 0 >〜{ 3 3 2 }く 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均が 2. ◦以上、 { 1 1 1 }く 1 1 2 >の X線ランダム強度比の平均が 1. 5以下の特性を有す ることを特徴とする （ 3 ) 記載の成形性の優れた鋼管。
5. 質量0 /。で、 C： 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
Ti ： 0. 2 %以下
Nb： 0. 1 5 %以下
を、 0. 5 ≤ (Mn+ 1 3 Ti+2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管であつ て前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 }< 1 1 0 >の X線 ランダム強度比の平均が 5. 0以上、 前記鋼管の 1 / 2板厚におけ る板面の { 1 1 1 } < 1 1 2 >の X線ランダム強度比の平均が 2. 0 未満の特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管。
6. 前記鋼管が、 更に、 質量％で、 A1： 0. 0 0 1〜 0. 5 %を 含有するこ とを特徴とする （ 5 ) 記載の成形性に優れた鋼管。
7. 前記鋼管の軸方向、 円周方向及び 4 5 ° 方向の r値が、 全て 1. 4以上であることを特徴とする （ 5 ) または （ 6 ) に記載の成 形性の優れた鋼管。
8. 前記鋼管が、 更に、 質量％で、
Zr ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 %
Mg： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 %
V ： 0. 0 0 0 1〜 0. 5 %
B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
Sn： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Cr ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Cu： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Ni ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Co ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
W : 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mo： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Ca： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
の 1種または 2種以上を合計で、 0. 0 0 0 1 2. 5 %含有する ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) の何れか 1つ '己載の成形性に優 れた鋼管。
9. ( 1 ) 〜 （ 8 ) の何れか 1つに記載の鋼管にめっきを施した ことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
1 0. 質量％で、 C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si : 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn : 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管を製造するに際し、 縮径加工に供する母管の板厚中心における 板面の { 0 0 1 }く 1 1 0 >、 { 1 1 6 }く 1 1 0 >、 { 1 1 4 }く 1 1 0 >、 および { 1 1 2 } < 1 1 0 >の全ての方位が、 X線ランダム強 度比が平均で 3以下の鋼管を、 6 5 0 °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度 範囲に加熱し， 縮径率 30%以上、 板厚減少率 5 %以上 30%以下とな る加工を施すことによ り、 前記鋼管の軸方向 r値が 1. 4以上、 かつ 鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }く 1 1 0 >〜{3 3 2 }く 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均が 3. 5以上、 ある いは、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }く 1 1 0 >の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一方または双方の 特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
1 1. 質量。/。で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する 鋼管を製造するに際し、 縮径加工に供する母管の板厚中心における 板面の { 0 0 1 }く 1 1 0 >、 { 1 1 6 }く 1 1 0 >、 { 1 1 4 }く 1 1 0 >、 および { 1 1 2 }く 1 1 0 >のうち、 1つ以上の方位が、 X線ラ ンダム強度比が平均で 3超の鋼管を、 （ A c 3— 50) °C以上 1 2 0 0 °C以下の温度範囲に加熱し、 縮径率 30%以上、 板厚減少率 5 %以上 30%以下となる加工を施すことによ り、 前記鋼管の軸方向 r値が 1 . 4以上、 かつ前記鋼 CO管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 0 }< 1 1 0 > ~{ 3 3 2 }< 1 1 0 >の方位群の X線ランダム強度比の平均 が 3. 5以上、 あるいは、 鋼管の 1 Z 2板厚における板面の { 1 1 0 } < 1 1 0 >の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上の何れか一 方または双方の特性を有することを特徴とする成形性の優れた鋼管 の製造方法。
1 2. 質量％で
0 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
% %
Figure imgf000049_0001
0 0 1 %以下
かつ、 下記 （ 1 ) 式と （ 2 ) 式とを満たす範囲で含有し、 残部が Fe 及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造するに際 し、 母管の縮径加工において、 8 5 0 °C以上に加熱し、 Ar3点未満 から 7 50°C以上の温度範囲で縮径率 2 0 %以上の縮径加工を行い 、 7 5 0 °C以上で縮径加工を完了することによ り、 前記鋼管の引張 強度 （TS) と n値との関係が下記 （ 3 ) 式を満たし、 かつフェライ ト相の体積率が 7 5 %以上、 フェライ トの平均粒径が 1 0 μ m以上 、 更に、 フヱライ トを構成する結晶粒のうち、 アスペク ト比が 0.
5〜 3. 0の結晶粒が面積率で 9 0 %以上であることを特徴とする 成形性の優れた鋼管の製造方法。
(203ΛΓ0+ 15.2Ni+44.7Si+104V+ 31.5Mo+ 30Mn+llCr+20Cu+700P+ 200A1) < - 2 0 · · · ( 1 )
(44.7Si+700P+200Al)> 8 0 · · · ( 2 ) n≥ -0.126X 1 n (TS) +0.94 · · · ( 3 )
1 3. 前記母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が、 + 5
〜一 3 0 %となる縮径加工を施すことを特徴とする （ 1 2) 記載の 成形性の優れた鋼管の製造方法。
1 4. 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P : 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
Ti ： 0. 2 %以下
Nb： 0. 1 5 %以下
を、 0. 5≤ (Mn+ 1 3 Ti+ 2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造 するに際し、 母管の縮径加工において、 一旦、 Ac3変態点以上に加 熱し、 Ar3点以上の温度範囲で縮径率 4 0 %以上の縮径加工を行い 、 Ar3点以上で縮径加工を終了し、 前記縮径加工完了から 5秒以内 に冷却を開始し、 5 °CZ s以上の冷却速度で （Ar3— 1 0 0 ) °C以 下まで冷却することにより、 前記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 } < 1 1 0 >方位の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上 、 前記鋼管の 1 Z 2板厚における板面の { 1 1 1 }く 1 1 2 >の X線 ランダム強度比の平均が 2. 0未満の特性を有することを特徴とす る成形性の優れた鋼管の製造方法。
1 5. 質量％で、
C : 0. 0 0 0 1〜 0. 5 0 %
Si ： 0. 0 0 1〜 2. 5 %
Mn： 0. 0 1〜 3. 0 %
P ： 0. 0 0 1〜 0. 2 %
S ： 0. 0 5 %以下
N ： 0. 0 1 %以下
Ti ： 0. 2 %以下
Nb： 0. 1 5 %以下
を、 0. 5≤ (Mn+ 1 3 Ti+ 2 9 Nb) ≤ 5を満たす範囲で含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼管を製造 するに際し、 母管の縮径加工において、 ー且、 Ac3変態点以上に加 熱し、 Ar3点以上の温度範囲で縮径率 4 0 %以上の縮径加工を行い 、 引き続き Ar3〜 （Ar3— 1 0 0 ) °Cの温度範囲で縮径率 1 0 %以上 の縮径加工を行い、 Ar3〜 （Ar3— 1 0 0 ) °Cの温度範囲で縮径加工 を完了することによ り、 前記鋼管の 1 Z 2板厚における板面の { 1 1 1 }く 1 1 0 >方位の X線ランダム強度比の平均が 5. 0以上、 前 記鋼管の 1 / 2板厚における板面の { 1 1 1 }< 1 1 2 >の X線ラン ダム強度比の平均が 2. 0未満の特性を有することを特徴とする成 形性の優れた鋼管の製造方法。
1 6. 前記鋼管が、 更に、 質量％で、 A1 ： 0. 0 0 1〜 0. 5 % を含有することを特徴とする （ 1 0 ) 、 （ 1 1 ) 、 （ 1 4) ( 1 5 ) の何れか 1つに記載の成形性に優れた鋼管の製造方法。
1 7. 前記鋼管が、 更に、 質量％で、
0 0 0 0 1 0. 0 5 %
0 0 0 0 1 0. 5 %
0 0 0 0 1 0. 5 %
VMB ZNWMSCCCC
n g u Γ r a o o i
0 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
0 0 0 1〜 2. 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 1 2 5 %
0 0 0 0 0. 0 %
の 1種または 2種以上を合計で、 0. 0 0 0 1〜 2 5 %含有する ことを特徴とする （ 1 0 ) 〜 （ 1 6 ) の何れか 1つ 記載の成形性 に優れた鋼管の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10258114B4 (de) * 2001-12-14 2005-11-10 V&M Deutschland Gmbh Verwendung eines Stahles als Werkstoff zur Herstellung feuerresistenter, schweißbarer, warmgewalzter Hohlprofile, Träger, Formstahl oder Grobblech
US8715427B2 (en) 2001-08-29 2014-05-06 Arcelormittal France Sa Ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained

Families Citing this family (63)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3794230B2 (ja) * 2000-01-28 2006-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高加工性鋼管の製造方法
US6866725B2 (en) * 2000-02-28 2005-03-15 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
CN1975094B (zh) * 2001-03-09 2011-09-21 住友金属工业株式会社 埋设扩管用钢管及油井用钢管的埋设方法
MXPA02005390A (es) * 2001-05-31 2002-12-09 Kawasaki Steel Co Tubo de acero soldado que tiene excelente hidroformabilidad y metodo para elaborar el mismo.
JP3846246B2 (ja) * 2001-09-21 2006-11-15 住友金属工業株式会社 鋼管の製造方法
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
JP4375971B2 (ja) * 2003-01-23 2009-12-02 大同特殊鋼株式会社 高強度ピニオンシャフト用鋼
MXPA05012510A (es) * 2003-05-28 2006-02-08 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero para pozo petrolifero para empotramiento-expansion.
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
US20090250146A1 (en) * 2005-08-22 2009-10-08 Tetsuo Ishitsuka High Strength Thick-Gauge Electric-Resistance Welded Steel Pipe Excellent in Hardenability, Hot Workability and Fatigue Strength and Method of Production of the Same
JP4502947B2 (ja) * 2005-12-27 2010-07-14 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた鋼板
US7672816B1 (en) 2006-05-17 2010-03-02 Textron Innovations Inc. Wrinkle-predicting process for hydroforming
CN101506392B (zh) * 2006-06-29 2011-01-26 特纳瑞斯连接股份公司 用于液压缸的在低温下具有增强各向同性刚度的无缝精密钢管及其制造工序
JP5303842B2 (ja) * 2007-02-26 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 偏平性に優れた熱処理用電縫溶接鋼管の製造方法
US8647564B2 (en) 2007-12-04 2014-02-11 Posco High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing thereof
DE102008004371A1 (de) * 2008-01-15 2009-07-16 Robert Bosch Gmbh Bauelement, insbesondere eine Kraftfahrzeugkomponente, aus einem Dualphasen-Stahl
PL2246451T3 (pl) * 2008-02-26 2014-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Kuta na gorąco mikrostopowa stal oraz stal walcowana na gorąco mająca doskonałą podatność na dzielenie metodą łamania i podatność na obróbkę maszynową, oraz część z niej
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
JP5520297B2 (ja) * 2008-07-30 2014-06-11 パンガン グループ スチール ヴァンディウム アンド チタニウム カンパニー リミテッド 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
KR101308719B1 (ko) * 2009-12-04 2013-09-13 주식회사 포스코 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
KR101308717B1 (ko) * 2009-12-04 2013-09-13 주식회사 포스코 가공성, 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
KR101308718B1 (ko) * 2009-12-04 2013-09-13 주식회사 포스코 가공성 및 내열성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
KR101286172B1 (ko) * 2009-12-04 2013-07-15 주식회사 포스코 가공성 및 내열성이 우수한 고강도의 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
JP5056876B2 (ja) * 2010-03-19 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
KR101351946B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351948B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351945B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-15 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351944B1 (ko) * 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351951B1 (ko) * 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351952B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351947B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내변색성 및 내식성이 우수한 가공용 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351950B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성이 우수한 가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351949B1 (ko) 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
KR101351953B1 (ko) * 2010-12-08 2014-01-23 주식회사 포스코 내열성 및 내변색성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
IT1403688B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
US8636856B2 (en) 2011-02-18 2014-01-28 Siderca S.A.I.C. High strength steel having good toughness
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
CN103562428B (zh) 2011-05-25 2015-11-25 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
KR101493846B1 (ko) * 2011-06-02 2015-02-16 주식회사 포스코 가공성 및 내변색성이 우수한 고내열 냉연강판 및 그 제조방법
KR101271819B1 (ko) * 2011-06-13 2013-06-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판 및 그 제조방법
JP5252138B1 (ja) 2011-07-27 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
CN102277538B (zh) * 2011-07-27 2013-02-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种含锡铁素体不锈钢板及其制造方法
UA109963C2 (uk) * 2011-09-06 2015-10-26 Катана сталь, яка затвердіває внаслідок виділення часток після гарячого формування і/або загартовування в інструменті, яка має високу міцність і пластичність, та спосіб її виробництва
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
GB2525337B (en) 2013-01-11 2016-06-22 Tenaris Connections Ltd Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9187811B2 (en) 2013-03-11 2015-11-17 Tenaris Connections Limited Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
WO2014207656A1 (en) 2013-06-25 2014-12-31 Tenaris Connections Ltd. High-chromium heat-resistant steel
CN103741063B (zh) * 2013-12-23 2016-01-20 马鞍山市盈天钢业有限公司 一种地质钻探用无缝钢管材料及其制备方法
CN103741055B (zh) * 2013-12-23 2016-01-06 马鞍山市盈天钢业有限公司 一种耐低温钢管材料及其制备方法
CN103981458B (zh) * 2014-05-29 2016-02-17 石倩文 一种耐应力腐蚀开裂的输送天然气的管线钢及其制造工艺
CN104120358B (zh) * 2014-07-03 2016-08-17 西南石油大学 一种含微量锡元素、高强度、耐腐蚀和易成型的超低碳钢及其制备方法
US20160138143A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-19 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Materials of construction for use in high pressure hydrogen storage in a salt cavern
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
KR102555312B1 (ko) * 2019-03-29 2023-07-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 전봉 강관 및 그의 제조 방법, 그리고 강관 말뚝
KR20210079460A (ko) * 2019-12-19 2021-06-30 주식회사 포스코 경도와 가공성이 우수한 구조부용 냉연강판 및 그 제조방법
KR102312327B1 (ko) * 2019-12-20 2021-10-14 주식회사 포스코 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조 방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10175027A (ja) * 1996-12-17 1998-06-30 Nippon Steel Corp ハイドロフォーム加工用金属管
EP0924312A1 (en) * 1997-06-26 1999-06-23 Kawasaki Steel Corporation Ultrafine-grain steel pipe and process for manufacturing the same

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5487795A (en) 1993-07-02 1996-01-30 Dong Won Metal Ind. Co., Ltd. Method for heat treating an impact beam of automotive vehicle door and a system of the same
WO1996036742A1 (fr) * 1995-05-15 1996-11-21 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres
JPH10175207A (ja) 1996-12-20 1998-06-30 Tokyo Seimitsu Co Ltd ワイヤソーのワイヤ洗浄装置
BR9804879A (pt) * 1997-04-30 1999-08-24 Kawasaki Steel Co Produto de a-o de alta ductilidade alta resist-ncia e processo para a sua produ-Æo
JP3779811B2 (ja) * 1998-03-30 2006-05-31 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた電縫鋼管とその製造方法
DE29818244U1 (de) 1998-10-13 1998-12-24 Benteler Werke Ag Stahllegierung
JP3375554B2 (ja) * 1998-11-13 2003-02-10 川崎製鉄株式会社 強度一延性バランスに優れた鋼管

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10175027A (ja) * 1996-12-17 1998-06-30 Nippon Steel Corp ハイドロフォーム加工用金属管
EP0924312A1 (en) * 1997-06-26 1999-06-23 Kawasaki Steel Corporation Ultrafine-grain steel pipe and process for manufacturing the same

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
B. CARLEER: "Analysis of the effect of material properties on the hydroforming process of tubes", JOURNAL OF MATERIALS PROCESSING TECHNOLOGY, vol. 104, pages 158 - 166, XP002945927 *
YOSHIKAZU KAWABATA ET AL.: "Shukukei atsuen ni yoru koukan shugou soshiki no keisei kikou", ZAIRYOU TO PROCESS, vol. 14, no. 2, March 2001 (2001-03-01), pages 438, XP002945926 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8715427B2 (en) 2001-08-29 2014-05-06 Arcelormittal France Sa Ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
DE10258114B4 (de) * 2001-12-14 2005-11-10 V&M Deutschland Gmbh Verwendung eines Stahles als Werkstoff zur Herstellung feuerresistenter, schweißbarer, warmgewalzter Hohlprofile, Träger, Formstahl oder Grobblech

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