WO2009093728A1 - 中空部材およびその製造方法 - Google Patents

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WO2009093728A1
WO2009093728A1 PCT/JP2009/051148 JP2009051148W WO2009093728A1 WO 2009093728 A1 WO2009093728 A1 WO 2009093728A1 JP 2009051148 W JP2009051148 W JP 2009051148W WO 2009093728 A1 WO2009093728 A1 WO 2009093728A1
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quenching
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mass
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PCT/JP2009/051148
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Inventor
Yoshikazu Kawabata
Masayuki Sakaguchi
Kei Sakata
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Jfe Steel Corporation
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hollow member made of an electric resistance welded steel pipe, which is suitable for a use such as a stabilizer.
  • Such hollow products are usually made from seamless steel pipes made of electric-welded steel pipes in the cold and then formed into the desired shape, and then quenched or tempered. The product is subjected to tempering (quenching and tempering) and the like (thermal refining).
  • tempering quenching and tempering
  • thermal refining thermal refining
  • electric resistance welded steel pipes are widely used as materials for hollow stabilizers because they are relatively inexpensive and have excellent accuracy of dimension.
  • C 0.35% or less
  • Si 0.25% or less
  • Mn 0.30 to 1.20%
  • Cr less than 0.50%
  • N + O 0.
  • JP-A-6-93339 proposes a method for producing a high-strength, high-ductility electric resistance welded steel pipe that can be used for a stabilizer or the like.
  • the technology described in JP-A-6-93339 is as follows: C: 0.18 to 28%, Si: 0.10 to 50%, Mn: 0.60 to 1.80%, Ti: 0 020-0.050%, ⁇ : 0.0005-0.0050% included, Cr: 0.20-20.50%, Mo: 0.5% or less, Nb: 0.015-0.
  • ERW pipes made of steel containing at least one of 050% or Ca: 0.0050% or less are subjected to normalizing treatment (850 to 95010) and then quenched.
  • the electric heating in this patent is a heating method in which the average heating rate from room temperature to a maximum heating temperature of 900 or more is at least 2 seconds, and when it reaches 900 or more, the time required for the heating is within 1 minute. Disclosure of the invention
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel sheet is, by mass%, C: 0.15 to 40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, A1: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.001 to 0 ⁇ 04%, ⁇ : 0.0005 to 0.0050%, ⁇ : 0.0010 to 0.0100%, and Ti and N satisfy (N / 14) ⁇ (Ti / 47.9), balance Fe and inevitable impure material strength
  • the manufacturing method of the hollow member which is a steel plate which has a composition.
  • a method for producing a hollow member comprising a composition containing one or more selected from the group consisting of 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, and Cu: 1.0% or less.
  • the composition further contains one or two selected in terms of mass% of Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less.
  • a method for manufacturing a hollow member in (2) or (3), in addition to the above-mentioned composition, the composition further contains one or two selected in terms of mass% of Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less.
  • composition further contains Ca: 0.0050% or less by mass%.
  • the base metal part other than the ERW weld part is in mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.30-2.00%, ⁇ 1: 0.01 ⁇ 0.10%, Ti: 0.001 ⁇ 0.04%, B: 0.0005 ⁇ 0.0050%, N: 0.0010 ⁇ 0.0100% included, and Ti and N satisfy (NZ14) ⁇ (Ti / 47.9), remaining Fe and inevitable A hollow member having a composition composed of mechanical impurities.
  • Nb 0.2% or less
  • V 0.2% or less
  • Fig. 1 Hardening hardness HV0.5 of ERW weld, minimum C amount and E of base metal C It is a graph which shows a ratio with Ci Co, and a relationship.
  • Figure 2 A graph schematically showing the heat cycle pattern of the quenching process.
  • Fig. 3 is a diagram showing an example of measurement of the decarburized layer width.
  • Fig. 4 is a graph showing the relationship between the reduction rolling reduction ratio during draw rolling and the bond width after reduction.
  • Fig. 5 A graph showing the relationship between fatigue strength and the ratio of ERW weld hardness to base metal hardness.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and can suppress a decrease in the quenching hardness of the electric resistance welded portion even when a quenching process is performed in which rapid heating is performed for a short time and quenching is performed.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a hollow member made of an electric resistance welded steel pipe, which is a member excellent in fatigue durability.
  • the present inventors reduced the quenching hardness of the ERW welded part when the ERW welded steel pipe was subjected to quenching after rapid and short heating by means of current heating or the like.
  • the ERW welded pipe has a layer with a reduced carbon content in the ERW weld as shown in the concentration distribution of C by EP A (Electron Probe Micro-Analysis) shown in Fig. 3.
  • this decarburized layer is unavoidable in ERW welding and is formed as follows. (1) During ERW welding, the joint is heated to the solid-liquid phase coexisting zone, and C concentrates in the liquid phase and decreases in the solid phase.
  • the present inventors have determined that the heating rate, the maximum temperature reached, the soaking time, and the primary cooling rate up to the quenching start temperature among the quenching treatment conditions are reduced in the decarburized layer of the ERW weld.
  • the amount of C that can secure sufficient quenching hardness during the quenching process diffuses from the base metal part to the ERW welded part and is quenched. It has been found that the electric resistance welded portion hardness after the treatment can be set to a desired hardness and the fatigue durability of the member can be improved.
  • the steel pipe material is formed into an open tube on a substantially cylindrical shape, and then the ends of the open tube are butted together and subjected to electric resistance welding by high-frequency resistance welding. Or, it was further drawn to form ERW welded steel pipes with various decarburized layer widths (2h : 7 to 54 m). Next, these ERW welded pipes were quenched to the maximum temperature (maximum heating temperature) T at the heating rate V h after the quenching process consisting of the thermal cycle shown in Fig. 2, and maintained for a soaking time k. Immediately after that, it was cooled to the quenching start temperature Tq at the primary cooling rate V c and subjected to secondary cooling (rapid cooling).
  • the hardness was measured and the hardness was determined as it was quenched.
  • Vickers hardness HV0.5 with a load of 500 g (test force: 4.9 N) was measured in the thickness direction of the base metal part and the ERW welded part, and the average value was measured for each part. Hardened and hardened.
  • the heating rate V h , the ultimate temperature T, and the primary cooling rate V c were varied in various ways, and the cooling rate of secondary cooling (rapid cooling) was constant (80 / s).
  • the width d is at the position of the distance da from the center in the width direction of the decarburized layer, and if there is an initial concentration of C, C is the base material part after time t.
  • C is the base material part after time t.
  • the C concentration in the decarburized layer formed during ERW welding is 0.09% C content from -h to + h in the width direction.
  • a constant rectangular density was used. This is based on the fact that the C concentration of the decarburized layer formed during ERW welding is approximately 0.09 mass S % —regardless of the C concentration of the base metal and the welding conditions.
  • Fig. 1 shows the relationship with the calculated ratio of the minimum C 'content of ERW welds to ( ⁇ ZC.) From Fig. 1, the hardness (hardening hardness) of ERW welds can be organized with It can be seen that a decrease in the quenching hardness can be prevented by adjusting C No C 0 to 0.83 or more
  • Figure 5 shows the fatigue durability and the hardness and base metal part of the ERW weld after quenching and tempering.
  • the fatigue strength is the fatigue strength at the number of repetitions of 10 6 obtained by the torsional fatigue test in accordance with JIS Z 2273. It can be seen that there is no significant decrease in fatigue strength if the seam weld hardness is 86% or more of the base metal hardness.
  • ( ⁇ ZCQ can be adjusted to 0 ⁇ 83 or more to prevent deterioration of fatigue durability of ERW welds due to decrease in quenching hardness. No (: When 0 is less than 0.83 In some cases, quenching hardness is drastically reduced.
  • the present invention has been completed with further studies based on the powerful findings.
  • an ERW welded steel pipe made of a steel plate and having a reduced coal layer width of 2 h (m) is used.
  • the electric welded steel pipe to be used is made of a steel plate, formed, preferably continuously formed into a substantially cylindrical open pipe, and then the ends of the open pipe are butted together by high frequency welding.
  • the steel pipe has an ERW weld with a reduced coal layer width of 2h (m).
  • the reduced carbon layer width is measured by EPMA (Electron Probe Micro-Analysis) C analysis and white layer width measurement by nital etching ( It can be measured by various methods such as the middle figure in Fig. 3.
  • the quenching treatment conditions are adjusted so as to satisfy the formula (1), corresponding to the measured bond width (decarburized layer width) 2 h.
  • the ERW welded steel pipe to be used is preferably subjected to a cold working to be processed into a desired member shape, and then subjected to a heat treatment comprising a quenching process or a tempering process to have a desired high strength.
  • the “quenching process” in the present invention is a rapid and short-time heat treatment as shown in FIG. That is, the primary cooling rate V immediately after heating to the maximum temperature reached (maximum heating temperature) T at the heating rate V h and holding the soaking time k. This is a process of cooling to the quenching start temperature Tq and then secondary cooling (rapid cooling).
  • the rapid and short-time heat treatment in this patent means that the average heating rate from room temperature to the maximum heating temperature of 900 ° C or higher is 10 ° C / second or more, and the time when the temperature is 900 ° C or higher is 1 It is a heating method within minutes.
  • the specific heating method is preferably energization heating.
  • the heating rate V h , the maximum heating temperature T, the soaking time k, and the primary cooling rate V c are adjusted so as to satisfy the following equation (1), and the quenching start temperature Tq is set to Ar: Temperature above 3 transformation points.
  • the right side of equation (1) means that the specific force of the minimum C content ( ⁇ (0) of the ERW weld and the C content C 0 of the copper plate is 0.83 or more.
  • Heating rate V h maximum heating temperature T, soaking time Primary cooling rate V.
  • the soaking time k includes the case of Os (no retention).
  • the quenching start temperature Tq in the quenching process is set to a temperature exceeding the Ar 3 transformation point of the ERW weld.
  • the Ar 3 transformation point of the ERW weld is substituted with the value (Ac 3 transformation point) calculated using the following formula.
  • the Ac 3 transformation point is a safe value because it shifts to a higher temperature side than the Ar 3 transformation point in determining the quenching start temperature Tq.
  • Ac 3 transformation point (in) 910-203 (V ⁇ C)-15. 2Ni + 44. 7Si + 104V + 31. 5Mo + 13. 1W- (30Mn + l lCr + 20Cu- 700P-400A1-120As-400Ti (Where, C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As, Ti: Content of each element (mass%))
  • secondary cooling depends on the composition of the steel sheet, which is a raw material as long as the cooling conditions can produce a 100% martensite structure.
  • Secondary cooling is preferably water cooling or oil cooling from the viewpoint of productivity.
  • the decarburized layer width 2h that satisfies the formula (1) under the set quenching conditions is obtained from the preset quenching conditions and the formula (1). It is preferable to adjust the electric resistance welding condition, particularly the heat input so that the width of the decarburized layer of the ERW weld is less than the calculated value. In this case, if the bond width of the ERW weld is too narrow, the additivity may be lowered. Therefore, a bending test etc.
  • the workability of the ERW welded part decreases with ERW welding with a reduced carbonization layer width of 2h that satisfies equation (1), welding is performed so that the bond width is wider than the appropriate value during ERW welding.
  • it is effective to continuously reduce the bond width by applying diameter reducing to the ERW welded steel pipe.
  • drawing using a die or the like, punching, rolling using a perforated roll, or the like is suitable.
  • the temperature of the diameter reduction may be cold, warm, or hot.
  • Reduced diameter is especially reduced by using induction heating to 950 to 1000 ° C, 50 to 70% reduction of diameter and a finishing temperature of about 800 ° C. (Reducing rolling) is preferable.
  • the bond width (reduced coal layer width) 2h is narrowed by increasing the rolling reduction ratio during reduction rolling. can do.
  • the bond width 2h was measured as the decarburized layer width.
  • the decarbonized layer width 2h of the present invention is considered to be 900 or less within 1 minute at the longest after heating to 1000 in order to prevent decarburization in the conventional heating method. To 25 ⁇ or less, more preferably 16 / ⁇ m or less.
  • the width of the decarburized layer in ERW welding is preferably ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ or more, and more than 30 / xm.
  • the width of the decarburized layer in ERW welding is preferably ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ or more, and more than 30 / xm.
  • a tempering treatment may be performed as necessary to improve toughness.
  • the heating temperature in the tempering treatment is preferably a temperature in the range of 150 to 450 ° C. If the tempering heating temperature is less than 150 ° C, the desired toughness cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 450, the hardness decreases and the desired fatigue durability cannot be ensured.
  • Suitable steel as a material of the conductive sewing welded steel pipe in the present invention in mass%, C:. 0. 15 ⁇ 0 40 %, Si: 0. 0 5 ⁇ 0. 50%, Mn: 0. 30 ⁇ 2. 00%, A1: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.001 to 04%, ⁇ : 0.0005 to 0.0050%, ⁇ : 0.0010 to 0.0100%, and Ti and ⁇ satisfies (NZ14) and (TiZ47.9), or Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% 1 or 2 types selected from Cur l.
  • / or Ca a copper plate, preferably a hot-rolled steel plate, containing not more than 0.0005% and having the balance Fe and inevitable impurities.
  • the “copper plate” mentioned here includes steel strips.
  • C is a useful element that increases the strength of steel by solid solution and precipitates as carbide and / or carbonitride and increases the strength after tempering. is there.
  • the content of 0.15% or more is required in order to ensure the desired strength of the steel pipe and the strength after the desired quenching treatment as a member for a hollow stabilizer or the like.
  • the toughness after the quenching process decreases.
  • C is limited to the range of 0.15-0.40%.
  • Si 0.05-0.50%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, even if the content exceeds 0.50%, the deoxidation effect is saturated, so the effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous, and inclusions are likely to occur during ERW welding. It adversely affects the soundness of ERW welds. For this reason, Si was limited to the range of 0.05 to 0.50%. In addition, Preferably it is 0.10 to 0.30%.
  • Mn is an element that solidifies to increase the strength of copper and improve the hardenability of copper. In the present invention, it is necessary to contain 0.30% or more in order to secure a desired strength. . On the other hand, if it exceeds 2.00%, retained austenite ( ⁇ ) is generated and the toughness after tempering is lowered. For this reason, Mn was limited to the range of 0.30 to 2.00%. Preferably, it is 0 ⁇ 30 to 1.60%.
  • A1 is an element that acts as a deoxidizer and has the effect of fixing the soot and ensuring the amount of solid solution effective in improving hardenability. In order to obtain such an effect, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.10%, inclusions are often generated and the fatigue life may be reduced. For this reason, A1 is limited to the range of 0.0% -0.10%. Preferably, it is 0 ⁇ 02 to 0.05%.
  • B is an effective element that improves the hardenability of steel, and B has the effect of strengthening the grain boundaries and the effect of preventing quenching cracks.
  • a content of 0.0005% or more is required.
  • the content exceeds 0.0005%, the above effect is saturated, which is economically disadvantageous.
  • the content exceeds 0.0050%, coarse B-containing precipitates may be produced and the toughness may be lowered. Therefore, B is limited to the range of 0.0005% to 0.0050%. In addition, Preferably it is 0.0010 to 0.0025%.
  • Ti acts as an N-fixing element and has the effect of securing a solid solution B amount effective for improving hardenability. Ti also precipitates as fine carbides, which suppresses the coarsening of crystal grains during welding and heat treatment and contributes to improved toughness. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.04%, inclusions are remarkably formed and the toughness is lowered. For this reason, Ti is limited to the range of 0.001 to 0.04%. In addition, Preferably it is 0.02 to 0.03%.
  • ⁇ is an element that combines with alloy elements in steel to form nitrides and carbonitrides and contributes to securing the strength after tempering. It needs to contain 0010% or more. on the other hand, If the content exceeds 0.0100%, the nitride becomes coarse, and the toughness and the fatigue life are reduced. For this reason, N is limited to the range of 0.0010 to 0.0100%.
  • the present invention may further contain one or more of group A, group B and group C shown below. Good.
  • Group A Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less Or two or more, and Z or
  • Group B Nb: less than 0.2%, V: less than 0.2% power 1 or 2 selected, and / "or"
  • Group C Ca: 0.005% or less
  • Group A Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less 1 Seeds or more
  • Cr, Mo, W, Cu, and Ni are all elements that have the effect of improving the hardenability of the steel, and can be selected according to need and contained in one or more.
  • Cr In addition to improving hardenability, Cr also has the effect of forming fine carbides and increasing strength, contributing to securing the desired strength. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more, but if it exceeds 1.0%, the above effect will be saturated and economically disadvantageous, and at the time of ERW welding. Inclusions are likely to occur, adversely affecting the soundness of the ERW weld. Therefore, Cr is preferably limited to 1.0% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Mo In addition to improving hardenability, Mo also has the effect of forming fine carbides and increasing strength, contributing to securing the desired strength. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. However, if it exceeds 1.0%, the above effect is saturated, which is economically disadvantageous, and coarse carbides are added. May be produced and the toughness may be reduced. For this reason, it is preferable to limit Mo. to 10% or less. More preferably, it is from 0.10 to 0.30%.
  • W is an element that has the effect of improving the balance between hardness and toughness after tempering (thermal refining). In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. For this reason, W is preferably limited to 1.0% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Ni is an element that contributes to improving toughness in addition to improving hardenability. To obtain these effects, Ni is preferably contained in an amount of 0.05% or more. However, the effects described above are saturated and disadvantageous economically, and the workability is reduced. Therefore, it is desirable to limit Ni to 1.0% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.50%.
  • Cu is an element that has an effect of preventing delayed fracture in addition to improving hardenability.
  • Cu is desirably contained in an amount of 0.5% or more.
  • the content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and disadvantageous economically, and the workability decreases.
  • Cu is preferably limited to 1.0% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Group B Nb: 0. 2% or less, V: 0.2% or less of power 1 or 2 types selected
  • Nb and V are elements that form carbides and contribute to an increase in strength, and can be selected and contained as necessary. In order to obtain such effects, it is desirable to contain Nb : 0.01% or more and V: 0.01% or more, but Nb : 0.2% and V: contain more than 0.2%, respectively. However, the effect is saturated and the economy is unsatisfactory. Therefore, it is preferable to limit to Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less, respectively.
  • Group C Ca: 0.005% or less
  • Ca is an element that controls the form of inclusions such as sulfides and improves processability, and can be contained as needed.
  • the content is preferably 0.0001% or more.
  • the content exceeding 0.0005% lowers the cleanness of the steel.
  • Ca is preferably limited to 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0003% to 0.0010%.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, and 0: 0.005% or less.
  • P is an element that adversely affects weld cracking resistance and toughness, and is preferably adjusted to 0.020% or less. Further, it is more preferably 0.015% or less.
  • S exists as a sulfide inclusion in steel, and is an element that decreases the workability, toughness and fatigue life of steel pipes and increases the reheat crack sensitivity.
  • a hollow stabilizer it is preferable to adjust to not more than 0.001%. Further, it is more preferably 0.005% or less.
  • the hollow member obtained by the manufacturing method described above is formed by subjecting at least a quenching treatment to an ERW welded steel pipe having an ERW welded portion made of a steel plate and having a reduced carbon layer width of 2 h (m), preferably
  • the base material portion (steel plate) other than the ERW weld portion is a hollow member that satisfies the above-described composition.
  • the hollow member according to the present invention has a ratio between the minimum C content of the ERW weld and the C content C 0 of the base material (steel plate). Is a member with excellent durability, characterized by having a value of 0.83 or more.
  • the values obtained by EPMA in the pipe circumferential direction or C analysis by chemical analysis shall be used.
  • the present invention will be further described based on examples.
  • a hot rolled steel sheet having the composition shown in Table 1 was used as a material. These materials are continuously cold formed to form a substantially cylindrical open pipe, the ends of the open pipe are butted together, and high-frequency resistance welding is performed. As a result of ERW welding, ERW welded steel pipe (outer diameter 30 mm ⁇ X wall thickness 6) was used.
  • CC was calculated, and after tempering the quenched steel pipe at 350 "C for 20 min, torsion fatigue test (torsion fatigue, In the test, the presence or absence of abnormal cracks along the ERW welds was investigated, X was indicated for cracks along the ERW welds, and ⁇ was indicated for other cracks.
  • the test method was as follows.
  • a specimen for hardness measurement was taken from the obtained ERW welded pipe, and the Vickers hardness meter (load): 4 ⁇ Vickers hardness HV0.5 was measured in 9).
  • a test material for fatigue test (length in the axial direction: 250 mm) was taken from an ERW welded steel pipe with an outer diameter of 30 mm and an X wall thickness of 6 nm, and subjected to a torsional fatigue test in accordance with JIS Z 2273.
  • Is 0.83 or more of the present invention are the A marked decrease in the quenching hardness occurred, and in the torsional fatigue test, abnormal cracking was observed along the ERW weld (indicated in Table 2 and Table 3 as X).
  • Comparative Example Component E Material No. 36 which does not satisfy (NZ14) and (Ti / 47.9), which are the component ranges of the present invention, is the appropriate range for the reduced coal width 2 h and heat treatment conditions of the present invention. Even if the equation is satisfied (C Co is 0.83 or more), the hardness of the base metal part and the ERW welded part are significantly reduced compared to the A material with the same C content.

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Abstract

耐久性に優れた中空部材の製造方法を提供する。具体的には、鋼板を素材とし減炭層幅が２ｈである電縫溶接鋼管に、加熱速度Ｖh（Ｋ/ｓ）でＡc3変態点以上の加熱温度Ｔ（Ｋ）に加熱し、直ちに一次冷却速度Ｖc（Ｋ/ｓ）で焼入れ開始温度Ｔq（Ｋ）まで冷却したのち二次冷却（急冷）する焼入れ処理を施すにあたり、加熱速度Ｖh、最高加熱温度Ｔ、一次冷却速度Ｖc、を、次式（ここで、Ｃ0（質量％）：鋼板のＣ含有量（質量％）、ｔ：拡散時間（ｓ）、t＝50／Ｖh＋50／Ｖc＋ｋ、Ｖh：加熱速度（Ｋ/ｓ）、Ｖc：一次冷却速度（Ｋ/ｓ）、ｋ：均熱時間（ｓ）、Ｄ：拡散係数（m2/s）、Ｄ＝Ｄ0 exp（−Ｑ/RT）、Ｄ0：4.7×10−５（m2/s）、Ｑ＝155（kJ/mol・Ｋ）、Ｒ＝8.31（J/mol・K）、Ｔ最高加熱温度（Ｋ））を満足するように調整し、焼入れ開始温度ＴqをＡr3変態点超の温度とする。これにより、電縫溶接部の焼入れ硬さの低下が抑制され、熱処理後の部材の耐久性が顕著に向上する。

Description

明細書
中空部材およびその製造方法 技術分野
本発明は、スタビライザー（stabilizer)等の使途に好適な、電縫溶接鋼管製中空部材
(electric resistance we Idea steel pipe for hollow article)およひその 造方法に係 り、とくに急速で短時間の加熱 (rapid heating for a short time)等の熱処理後の電縫溶接 部の強度向上に関する。 背景技術
近年、地球環境保全（global environmental protection)の観点から、自動車の排気ガス規 制（emission gas standards)が強化され、燃費向上のために自動車車体の軽量化が推進され ている。車体の軽量化の一つの方法と,レて、最近では、中実部品（solid- core parts)を、中空 部品（hollow parts)に変更することが指向されている。この傾向は、コーナリング時（in the corners)に車体（automobile body)のローリング（rolling)を抑制したり、高速時の走行安定性 を向上させるスタビライザー（stabilizer)においても例外ではなぐ棒鋼（bar steel)を用いた 中実品から、鋼管を用いた中空品（中空スタビライザー）への転換が行われ、車体の軽量化が図 られている。
このような中空品（中空スタビライザー）は、通常、継目無鋼管（seamless steel pipe)ゃ電縫 溶接鋼管を素材として、冷間で所望の形状に成形したのち、ついで焼入れ (quenching)または 焼入れ焼戻（quenching and tempering)等の調質処理（thermal refining)を施されて製品と' される。なかでも、電縫溶接鋼管（electric resistance welded steel pipe)は、比較的安価 でしかも寸法精度（accuracy of dimension)に優れることから、中空スタビライザー用素材として、 広く利用されている。例えば、特公平 1— 58264号公報には、 C : 0. 35%以下、 Si : 0. 25%以下、 Mn: 0. 30~1. 20%、 Cr: 0. 50%未満、 N + O : 0. 0200%以下、 Ti :鋼中の（N+O)の 4〜12倍、 Β:0. 0005〜0· 009%を含み、あるいはさらに Ca: 200ppm以下および Zまたは b : C X 4/10以下 含有し、理想臨界直径（ideal critical diameter) 値が 1. Oin.以上となるように、 C、 Si、 Mn、 Cr含有量を調整し、さらに、炭素当量（carbon equivalent) Ceqが 0. 60%以下となるように C、 Si、 n、 Cr含有量を調整した、中空状スタビライザー用電縫鋼管用鋼が提案されている。
また、特公昭 61—45,688号公報には、 C : 0. 35%以下、 Si : 0. 25%以下、 Mn: 0. 30~1. 20%、 Cr: 0. 50%未満、 N+O : 0. 0200%以下、 Ti :鋼中の（N+O)の 4〜12倍、 B : 0. 0005〜0. 009% を含み、あるレ、はさらに Ca: 200ppm以下含有し、 値が l. Oin.以上となるように、 C、 Si、Mn、 Cr 含有量を調整し、さらに、 Ceqが 0. 60%以下となるように C、 Si、 Mn、 Cr含有量を調整した鋼のス ラブに、熱間圧延（hot rolling)を施し、卷取り温度（coiling temperature) 570〜690^に制 御して卷き取る中空状スタビライザー用電縫鋼管用鋼の製造方法が提案されている。
また、特開平 6— 93339号公報には、スタビライザー等に使用できる高強度高延性電縫鋼管の 製造方法が提案されている。特開平 6— 93339号公報に記載された技術は、 C: 0. 18〜0· 28%、 Si : 0. 10〜ひ. 50%、 Mn: 0. 60〜1. 80%、 Ti : 0. 020〜0· 050%、 Β: 0. 0005〜0. 0050%を含み、さら に Cr : 0. 20~0. 50%、 Mo: 0. 5%以下、 Nb : 0. 015〜0. 050%のうちの 1種以上を含有し、あるいは さらに Ca:0. 0050%以下含有する鋼を素材とした電縫鋼管に 850〜95010でノルマライズ処理 (normalizing treatment)を施した後、焼入れる高強度高延性電縫鋼管の製造方法である。 比較的安価で寸法精度が優れることから、中空品用素材として、電縫溶接鋼管が広く用いられ ている。し力 ながら、梟近では更なる軽量化 (weight saving)が指向され、中空品に加わる応 力も高くなり、特公平 1— 58264号公報、特公昭 61— 45688号公報、特開平 6— 93339号公報に 記載された技術だけでは、疲労耐久性 (fatigue durability) ,とくに電縫溶接部の疲労耐久 性が不足する場合が生じてきた。これは、電縫溶接部の焼入れ性 (hardenability)の不足が原 因であり、とくに、銅管を冷間で所望の形状に曲げ成形したのち、通電加熱により急速で短時間 に加熱し焼入れする焼入れ処理を施すと、電縫溶接部の焼入れ後の硬さ (以後、焼入れ硬さ (hardness as quenching)と称す）が低下し、部材の疲労耐久性が低下する場合があった。な お、通電加熱はスタビライザーの焼入れ工程で広く用いられている方法で、大気中での脱炭が顕 著に発生する 900で以上の加熱時間を 1分以内の短時間で行えるために大気中の加熱でも脱 炭を防止できるという特徴がある。脱炭が生じると所定の表面硬さが得られずに疲労耐久性が低 下してしまう。本特許における通電加熱とは室温から 900 以上の最高加熱温度への平均加熱 速度が 秒以上で、 900で以上になってレ、る時間が 1分以内である加熱方法のことである。 発明の開示
すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
(1)鋼板を素材とし減炭層幅 (width of lower carbon layer)が 2h(m)である電縫溶接鋼管 に、加熱速度 Vh(K/s)で Ac3変態点（transformation temperature)以上の加熱温度 T(K)に 加熱し、均熱時間 k(s)保持したのち、直ちに一次冷却速度 Vc(K/s)で焼入れ開始温度 Tq(K) まで冷却したのち二次冷却 (急冷)する焼入れ処理と、あるいはさらに焼戻処理とからなる熱処理 を施し所望の髙強度を有する部材とするにあたり、前記焼入れ処理における前記加熱速度 Vh、 前記最高加熱温度 T、前記均熱時間 k、前記一次冷却速度 Ve、を、次（1)式 0.83≤ 1— (1— 0.09/ C0 )_h exp (- y2 /(4Dt))/ yj4d)tdy …
(ここで、 C0 (質量％)：鋼板の C含有量 (質量％)、 t:拡散時間（diffusion time) (s)、 t = 50Z Vh+50ZVc+k、Vh:加熱速度（heating rate) (K/s)、 Vc:—次冷却速度（primary cooling rate) (K/s)、 k:均熱時間（soaking time) (s)、 D:拡散係数（diffusion coefficient) (m2/s)、 D=D。 exp(— Q/RT)、D。：4.7X l(T5(m2/s)、 Q = 155 (kJ/mol'K)、 R=8.31 (J/mol'K)、 T:最 高加熱温度（maximum heating temperature) (K))を満足するように調整するとともに、前記焼 入れ開始温度 Tqを Ar3変態点超の温度とする中空部材の製造方法。なお、上記の D:拡散係 数 (mVs)は、（社)日本金属学会編:改定 2版金属データブック ((1984), p26, [丸善])より引用し た。
(2) (1)において、前記鋼板が、質量％で、 C:0.15〜0· 40%、 Si:0.05〜0.50%、 Mn:0.30〜 2.00%、 A1:0.01〜0.10%、 Ti:0.001〜0· 04%、 Β:0.0005〜0.0050%、 Ν:0.0010〜0.0100% を含み、かつ Tiおよび Nが、（N/14) < (Ti/47.9)を満足し、残部 Feおよび不可避的不純 物力 なる組成を有する鋼板である中空部材の製造方法。
(3) (2)において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Cr:l.0%以下、 Mo: 1.0%以下、 W:
1.0%以下、 Ni： 1.0%以下、 Cu:l.0%以下のうち力、ら選ばれた 1種または 2種以上を含有する組 成とすることを特徴とする中空部材の製造方法。
(4) (2)または（3)において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Nb:0.2%以下、 V:0.2% 以下のうち力 選ばれた 1種または 2種を含有する組成とする中空部材の製造方法。
(5) (2)ないし (4)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Ca:0.0050%以 下を含有する組成とする中空部材の製造方法。
(6)鋼板を母材とし減炭層の幅が 2h(m)である電縫溶接部を有する電縫溶接鋼管に、少なくと も焼入れ処理を施してなる中空部材であって、前記電縫溶接部の最低 C含有量 と母材部の C 含有量 C0との比 C Coが 0.83以上である中空部材。
(7) (6)において、前記電縫溶接部以外の母材部が、質量％で、 C:0.15〜0.40%、 Si:0.05 〜0· 50%、 Mn:0.30〜2.00%、 Α1:0.01〜0.10%、 Ti:0.001~0.04%、 B:0.0005〜0.0050%、 N： 0.0010~0.0100%を含み、かつ Tiおよび Nが、（NZ14) < (Ti/47.9)を満足し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成を有する中空部材。
(8) (7)において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Cr:l.0%以下、 Mo: 1.0%以下、 W:
1.0%以下、 Ni:l.0%以下、 Cu:l.0%以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有する組 成とする中空部材。 (9) (7)または（8)において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Nb : 0. 2%以下、 V: 0. 2% 以下のうち力 選ばれた 1種または 2種を含有する組成とする中空部材。
(10) (7)ないし（9)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Ca : 0. 0050% 以下を含有する組成とする中空部材。 発明の効果
本発明によれば、電縫溶接部の焼入れ硬さの低下を抑制でき、耐久性に優れた中空スタビラィ ザ一等の使途に好適な中空部材を、容易にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏す る。 図面の簡単な説明
【0058】
図 1 :電縫溶接部の焼入れ硬さ HV0. 5と、電縫溶接部の最低 C量 と母材部 C量 C。との比、 Ci Co,との関係を示すグラフである。
図 2 :焼入れ処理の熱サイクルパターン（heat cycle pattern)を模式的に示すグラフである。 図 3：減炭層幅の測定例を示す図である。
図 4:絞り圧延時の縮径圧延圧下率と縮径後のボンド幅の関係を示すグラフである。
図 5 :疲労強度と電縫溶接部硬さと母材部硬さの比との関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、前述した従来技術の問題を解決し、急速で短時間の加熱をし、焼き入れをする焼入 れ処理を施されても、電縫溶接部の焼入れ硬さの低下を抑制でき、疲労耐久性に優れた部材と なる、電縫溶接鋼管製中空部材の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、電縫溶接鋼管に通電加熱等による急速で短時 間の加熱後の焼入れ処理を施した場合に、電縫溶接部の焼入れ硬さが低下する要因について 鋭意研究した。その結果、電縫溶接鋼管には、図 3の示す EP A (電子線マイクロアナライザー (Electron Probe Micro-Analysis) )による Cの濃度分布に示すように電縫溶接部に炭素量が減 少した層 (減炭層）が形成されており、減炭層の幅が大きくなると、通 ¾[]熱におけるような急速で 短時間の加熱では、電縫溶接部が所定値以上の炭素量まで復炭しきれない場合があり、電縫溶 接部の焼入れ性が低下し、十分な焼入れ硬さを確保できない場合があることを知見した。この減 炭層は、電縫溶接では避けがたいものであり、つぎのようにして形成されると本発明者らは考えた。 (1)電縫溶接時に、接合部は固液共存域（solid- liquid phase coexisting zone)まで加熱 され、 Cは液相に濃化し、固相では減少する。
(2) Cが濃化した液相は、接合時のアブセット (upset)により電縫溶接部外に排出され、ビ一ド を形成する。このため、電縫溶接部には Cが減少した固相のみが残存することになり、電縫溶接 部に減炭層が形成される。
そこで、本発明者らは、さらに研究を続けた結果、焼入れ処理条件のうち、加熱速度、最高到達 温度、均熱時間、および焼入れ開始温度までの一次冷却速度を、電縫溶接部の減炭層の幅との 関係で特定の関係を満足するように調整することにより、焼入れ処理時に Cが、十分な焼入れ硬 さを確保できるだけの量が、母材部から電縫溶接部へ拡散し、焼入れ処理後の電縫溶接部硬さ を所望の硬さとすることができ、部材の疲労耐久性を向上させることができることを見出した。 まず、本発明者らが行った本発明の基礎となった実験結果について説明する。
表 1に示す組成の熱延鋼板 Aを鋼管素材として、該鋼管素材を成形し略円筒上のオープン管と したのち、該オープン管の端部同士を突き合わせて高周波抵抗溶接により電縫溶接して、あるい はさらに絞り圧延を施して各種減炭層幅 (2h: 7〜54 m)の電縫溶接鋼管とした。ついで、これら の電縫溶接鋼管に、図 2に示すような熱サイクルからなる焼入れ処理、すなわち、加熱速度 Vhで 到達最高温度 (最高加熱温度) Tまで加熱し、均熱時間 k保持したのち、直ちに一次冷却速度 Vc で焼入れ開始温度 Tqまで冷却し、二次冷却（急冷)する処理を施した。
焼入れ処理後、硬さを測定し、焼入れまま硬さを求めた。硬さ測定は、荷重 500g (試験力：4. 9 N)のビッカース硬さ HV0. 5を、母材部、電縫溶接部について板厚方向に測定し、それらの平均 値をそれぞれの部位の焼入れ硬さとした。なお、実験では、加熱速度 Vh、到達最高温度 T、一次 冷却速度 Vcを種々変化させ、二次冷却（急冷）の冷却速度は一定 (80で /s)とした。
これとは別に、上記した焼入れ処理時の熱サイクルに基づく Cの拡散について検討し、計算に より、焼入れ処理後の電縫溶接部の最低 C含有量 を推定した。なお、電縫溶接部の C含有量 の推定は，焼入れ処理時の熱サイクル後の，鋼管の電縫溶接部に形成された減炭層の幅方 向の中心からの距離 Xにおける C含有量をあらわす次式 (a)式を使用した。 W = C0 - (C0 - 0.09) exp (- (JC - y)2 /(4Dt))/ l 4j Dtdy … · (a) ここで、上記 (a)式の（C。- 0. 09)以降に記載されている積分式の意味は，減炭層の幅方向の 中心からの距離ダの位置に幅 dダで、ある Cの初期濃度があった場合，時間 t後に Cが母材 部から減炭層へ拡散すると， X位置の濃度がどう変化する力を示したものです。ここで，初期値と して，電縫溶接時に形成される減炭層の C濃度は、幅方向の- hから +hに C含有量が 0.09%— 定の矩形状の濃度としました。これは、電縫溶接時に形成される減炭層の C濃度が、母材の C 濃度 や溶接条件に関わらず、ほぼ 0. 09masS%—定となる事実に基づいたものです。したがつ て、上記 (a)式の（C。- 0. 09)以降に記載されている積分式の中の yについて- h~+hまで積分す ることで、上記 (a)式から，減炭層の幅方向の中心力 の距離 Xの位置における C含有量が得ら れる。
なお、 C。：鋼板の C含有量 (質量。/。）、 D :拡散係数 (m2/s)、 D=D。exp (— Q/RT)、 D。: 4. 7 X 10 一5 (m2/s)、 Q = 155 (kJ/mol 'K)、 R=8. 31 (J/mol 'K)、 T:到達最高温度 (最高加熱温度）（K)、 t:拡散時間（s)、 t = 50/Vh+ 50/Vc+k, Vh:加熱速度 (K/s)、 Ve :—次冷却速度 (K/s)、 k:均 熱時間 (s)である。また、上記の D：拡散係数 (mVs)の式は、（社)日本金属学会編：改定 2版金属 データブック ((1984), p26, [丸善])より引用した。また、 Vh、 Vcは実質的に 900で以上の温度域 の速度 (K/s)とした。なお、電縫溶接部の最低 C含有量 は (a)式の C x)で x=0の場合に相 当する。
測定した平均硬さ HV0. 5と、鋼板の C含有量 C。に対する計算された電縫溶接部の最低 C'含有 量 の比 (^ZC。との関係を図 1に示す。図 1から、 で電縫溶接部の硬さ (焼入れ硬さ）を 整理でき、 Cノ C0を 0. 83以上に調整することにより、焼入れ硬さの低下を防止できることがわかる。 図 5は、疲労耐久性と、 焼入、 焼戻し後の電縫溶接部硬さと母材部硬さの比との関係を示 した。 疲労耐久性は、 JIS Z 2273の規定に準拠した両振りの捩り疲労試験により求めた 繰返し数 106回での疲労強度を用いた。 図 5から電縫溶接部硬さが母材部硬さの 86%以 上であれば顕著な疲労強度の低下がないことがわかる。
したがって、（^ZCQを 0· 83以上に調整することにより焼入れ硬さの低下による電縫溶接部の疲 労耐久性の低下を防止できることになる。 ノ(：0が 0. 83未満となる場合には、焼入れ硬さが顕 著に俾下する。
本発明は、力かる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
まず、本発明では、鋼板を素材とし、減炭層幅が 2h (m)である電縫溶接鋼管を用いる。用いる 電縫溶接鋼管は、鋼板を素材とし、成形し、好ましくは連続成形して、略円筒状のオープン管とし たのち、該オープン管の端部同士を突き合わせて高周波溶接により電縫溶接されて減炭層幅が 2h (m)である電縫溶接部を有する鋼管とされる。減炭層幅の測定は、図 3の上段の図に示すよう に、 EPMA (電子線マイクロアナライザー（Electron Probe Micro-Analysis) )による C分析、ナイ タールエッチング (nital etching)による白色層幅の測定（図 3の中段の図）、など種々の方法 で測定することが可能である。しかし、電縫溶接のまま、および、 950で以上 1000^未満の温度で 10s以下、 900T以上 950 未満の温度で lmin以下、 800^：以上 900"^未満の温度で 2min以下、 あるいは 800°C未満の温度での熱処理しか施されていない電縫溶接鋼管であれば、図 3の下段 の図に示すようにメタルフローエッチング (metal flow etching)を行って電縫溶接部に偏析線 が観察されない層、いわゆるボンド幅 (width of bond)、を測定することは比較的簡単でしかも 明瞭に測定できる。以下、メタルフローエッチング方法が使用できる場合には、メタルフローエツ チング方法を用いて測定したボンド幅 2hを減炭層幅 2hとして用レ、ることにした。
本発明では、測定したボンド幅 (減炭層幅) 2hに対応して、（1)式を満足するように焼入れ処理 条件を調整する。
本発明では、用いる電縫溶接鋼管に、好ましくは所望の部材形状に加工する冷間加工を施し たのち、焼入れ処理と、あるいはさらに焼戻処理とからなる熱処理を施し、所望の高強度を有する 部材とする。本発明でいう、「焼入れ処理」は、図 2に示すような急速で短時間の加熱処理とする。 すなわち、加熱速度 (heating rate) Vhで到達最高温度 (最高加熱温度) Tまで加熱し、均熱 時間 k保持したのち、直ちに一次冷却速度 V。で焼入れ開始温度 Tqまで冷却し、二次冷却 (secondary cooling) (急冷）する処理である。なお、本特許における急速で短時間の加熱処理 とは、室温から 900°C以上の最高加熱温度への平均加熱速度が 10°C/秒以上で、 900°C以上と なっている時間が 1分以内である加熱方法のことである。具体的な加熱方法は、通電加熱が好 ましい。
本発明における焼入れ処理では、加熱速度 Vh、最高加熱温度 T、均熱時間 k、一次冷却速度 Vc、を、次（1)式を満足するように調整するとともに、焼入れ開始温度 Tqを Ar3変態点超の温度 とする。
0.83≤1-(1— 0.09/C。
Figure imgf000009_0001
…
(ここで、 Co (質量％)：鋼板の C含有量 (質量％)、 t:拡散時間 (s)、 t=50ZVh+50ZVc+k、 Vh：加熱速度 (K/s)、 Vc：一次冷却速度 (K/s)、 k：均熱時間 (s)、 D：拡散係数 (m2/s)、 D = D。 exp ( - Q/RT)、 D。： 4. 7 X 10— 5 (m2/s)、 Q = 155 (kj/mol · K)、 R= 8. 31 (J/mol · K)、 T：最高加熱 温度 (K) )
なお， （1)式の右辺は，前述の（a)式において、 x=0とし、両辺を鋼板の C含有量 C。で除する ことで求めた。すなわち、（1)式の右辺は、電縫溶接部の最低 C含有量 (^ (0)と銅板の C含有量 C0の比力 0. 83以上になることを意味する。
加熱速度 Vh、最高加熱温度 T、均熱時間 一次冷却速度 V。が、（1)式を満足しない焼入れ処 理の場合には、電縫溶接部の C含有量を、母材部と同等の焼入れ硬さを確保できるまでに復炭 させること力できない。そのため、電鏠溶接部の硬さを所望の焼入れ硬さまで高めることができず、 製造される部材の耐久性が低下する。なお、均熱時間 kは Osの場合 (保持なし)を含むものとする。 また、本発明では、焼入れ処理における焼入れ開始温度 Tqは、電縫溶接部の Ar3変態点超 の温度とする。焼入れ開始温度 Tqが Ar3変態点以下では、二次冷却 (急冷)の開始前にフェライ Mferrite)や、ベイナイト (bainite)等の変態が開始し、電縫溶接部を 100%マルテンサイト組 織 (martensite structure)とすることができなくなり、所望の焼入れ硬さを確保できず、所望の 疲労耐久性を確保できなくなる。なお、電縫溶接部の Ar3変態点は、次の計算式を用いて算出し た値 (Ac3変態点)で代用する。 Ac3変態点は、焼入れ開始温度 Tqの決定のうえでは Ar3変態点 よりも高温側にずれるので、安全側の値である。
Ac3変態点（で） =910-203 (V~C) - 15. 2Ni+44. 7Si+104V+31. 5Mo+13. 1W- (30Mn+l lCr+20Cu- 700P - 400A1 - 120As - 400Ti) (ここで、 C、 Ni、 Si、 V、 Mo、 W、 Mn、 Cr、 Cu、 P、 Al、 As、 Ti :各元素の含有量 (質量％) )
なお、 Ac3変態点の計算式は、幸田監訳：レスリー鉄銅材料学， (1985) , p273, [丸善]より引 用した。
また、二次冷却は、 100%マルテンサイト組織を生成できる冷却条件であればよぐ素材である 鋼板の組成に依存する。後述する銅板組成であれば、焼入れ開始温度 Tqから、平均で 30で 以上の冷却速度で室温まで冷却する処理とすることが好ましい。さらに好ましくは 80°CZs以上で ある。二次冷却は、生産性という観点からは、水冷 (water cooling)、油冷等 (oil cooling)と することが好ましい。
なお、あらかじめ電縫溶接鋼管の熱処理条件が設定されている場合には、電縫溶接鋼管の電 縫溶接部の減炭層幅を、 (1)式が満足できる減炭層幅 2h以下に調整しておくことが必要となる。 この場合、まず、あらかじめ設定された焼入れ処理条件と（1)式から、設定された焼入れ処理条 件で（1)式を満足できる減炭層幅 2hを求めておく。電縫溶接部の減炭層幅が求めた値以下とな るように、電縫溶接条件 (electric resistance welding condition)、特に入熱量 (heat input)を調整することが好ましい。なお、この場合、電縫溶接部のボンド幅が狭くなりすぎると、加 ェ性が低下する場合があるため、電縫溶接部の曲げ試験等を実施して、同時に加工性を確認し ておくことが肝要となる。（1)式を満足できる減炭層幅 2hが小さぐ電縫溶接ままでは電縫溶接部 の加工性が低下する場合には、電縫溶接時には、適正な値より広いボンド幅となるように溶接し、 弓 Iき続き、電縫溶接鋼管に縮径 (diameter reducing)を施し、ボンド幅を機械的に狭くすること が有効である。なお、縮径は、ダイス等を用いた引抜き、押し抜きや穴型ロールを用いた圧延等 が好適である。また、縮径の温度は、冷間、温間、熱間のいずれでもよい。縮径は、特に誘導カロ 熱（induction heating)を利用し 950〜1000°Cに加熱し、 50〜70%の縮径率（reduction of diameter)で、仕上温度を 800°C程度とする絞り圧延（reducing rolling)とすることが好ましい。 図 4に示すように、絞り圧延時の縮径圧延圧下率を上げることで，ボンド幅 (減炭層幅) 2hを狭く することができる。なお，図 4においては減炭層幅としてボンド幅 2hを測定した。なお、本発明の 減炭層幅 2hは、従来行われてきた通電加熱が脱炭を防止するために 1000でに加熱後，長くて も 1分以内に 900で以下となっていると考えられることから、 25 μ πι以下、さらに好ましくは、 16 /ζ m以下である。なお，当然ながら，熱処理の観点からは減炭層幅は狭いほど有利であるが，前述 したように，減炭層幅を小さくするために電縫溶接時の入熱を低下していくと電縫溶接部に冷接 (cold weld)等の欠陥が発生しやすくなる.そのために電縫溶接ままでの減炭層幅は ΙΟ μ ΐη以 上であることが望ましく，さらには， 30 /x m以上であることがより望ましい.電縫溶接ままで 30 /z mを 超えるような減炭層幅のものについては絞り圧延等で縮径圧延圧下率を上げて、減炭層幅を機 械的に 25 m以下、さらに好ましくは、 16 μ πι以下に小さくすることが有効である。
本発明では、上記した焼入れ処理 (quenching treatment)に引続いて、必要に応じて、靭性 を向上させるために焼戻処理（tempering treatment)を施しても良い。焼戻処理における加熱 温度は、 150~450°Cの範囲の温度とすることが好ましい。焼戻加熱温度が、 150°C未満では、所 望の靭性 (toughness)を確保できなくなる。一方、 450でを超えると、硬さが低下し、所望の疲労 耐久性が確保できなくなる。
本発明で電縫溶接鋼管の素材として好適な鋼板は、質量％で、 C : 0. 15〜0. 40%、 Si : 0. 05〜 0. 50%、 Mn: 0. 30〜2. 00%、 A1 : 0. 01〜0. 10%、 Ti : 0. 001〜0· 04%、 Β: 0. 0005〜0. 0050%、 Ν : 0.0010〜0. 0100%を含み、かつ Tiおよび Νが、（NZ14) く (TiZ47.9)を満足し、あるいはさ らに Cr: 1. 0%以下、 Mo: 1. 0%以下、 W: 1. 0%以下、 Ni : 1. 0%以下、 Cur l. 0%以下のうちから 選ばれた 1種または 2種以上、および Zまたは Nb: 0. 2%以下、 V: 0. 2%以下のうちから選ばれた 1種または 2種、および /または、 Ca: 0. 0050%以下を含み、残部 Feおよび不可避的不純物か らなる組成を有する銅板、好ましくは熱延鋼板である。なお、ここでいう「銅板」には鋼帯をも含む ものとする。
以下、組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で記す。
C : 0. 15〜0. 40%
Cは、固溶（solid solution)して鋼の強度を増加させるとともに、炭化物（carbide)および/ま たは、炭窒化物（carbonitride)として析出し、焼戻後の強度を高める有用な元素である。本発 明では、所望の鋼管の強度、および中空スタビライザ用等の部材として所望の焼入れ処理後の 強度を確保するために、 0. 15%以上の含有を必要とする。一方、 0. 40%を超えて含有すると、焼 入れ処理後の靭性が低下する。このため、 Cは 0. 15-0. 40%の範囲に限定した。なお、好ましく は 0. 20〜0. 35%である。
Si : 0. 05〜0. 50% Siは、脱酸剤（deoxidizing agent)として作用する元素であり、このような効果を得るためには、 0. 05%以上の含有を必要とする。一方、 0. 50%を超えて含有しても、脱酸の効果が飽和するため、 含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となるうえ、電縫溶接時に介在物が生じやすく なり、電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため、 Siは 0. 05〜0. 50%の範囲に限定した。 なお、好ましくは 0. 10〜0. 30%である。
Mn: 0. 30〜2. 00%
Mnは、固溶して銅の強度を高めるとともに、銅の焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では、 所望の強度を確保するためには、 0. 30%以上の含有を必要とする。一方 2. 00%を超えて含有す ると、残留オーステナイト（γ )が生成し、焼戻後の靭性が低下する。このため、 Mnは 0. 30〜 2. 00%の範囲に限定した。なお、好ましくは 0· 30〜1. 60%である。
Α1 : 0· 01〜0. 10%
A1は、脱酸剤として作用するとともに、 Νを固定し、焼入れ性向上に有効な固溶 Β量を確保する 効果を有する元素である。このような効果を得るためには 0. 01%以上の含有を必要とする。一方、 0. 10%を超えて含有すると、介在物（inclusion)の生成が多くなり、疲労寿命（fatigue life)を 低下させる場合がある。このため、 A1は 0. 0Ϊ-0. 10%の範囲に限定した。なお、好ましくは 0· 02 〜0. 05%である。
B: 0. 0005〜0. 0050%
Bは、鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であり、また、 Bは粒界を強化する作用を有し、焼 割れ（quenching crack)を防止する効果を有する。このような効果を得るためには 0. 0005%以 上の含有を必要とする。一方、 0. 0050%を超えて含有しても、上記した効果が飽和し経済的に不 利となる。また、 0. 0050%を超えて含有すると、粗大な B含有析出物が生じ靭性が低下する場合 がある。このようなことから、 Bは 0. 0005〜0. 0050%の範囲に限定した。なお、好ましくは 0. 0010 〜0. 0025%である。
Ti : 0. 001〜0· 04%
Tiは、 N固定化元素して作用し、焼入れ性向上に有効な固溶 B量を確保する効果を有する。ま た、 Tiは、微細な炭化物として析出し、溶接時や熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の 向上に寄与する。このような効果を得るためには、 0. 001%以上の含有を必要とする。一方、 0. 04%を超えて含有すると、介在物の形成が著しくなり靭性が低下する。このため、 Tiは 0. 001 〜0. 04%の範囲に限定した。なお、好ましくは 0. 02〜0· 03%である。
Ν: 0. 0010〜0. 0100%
Νは、鋼中の合金元素と結合し窒化物 (nitride)、炭窒化物を形成し、焼戻後の強度確保に寄 与する元素であり、このような効果を得るためには、 0. 0010%以上の含有を必要とする。一方、 0. 0100%を超える含有は、窒化物の粗大化を招き、靭性ゃ疲労寿命が低下する。このため、 Nは 0. 0010〜0. 0100%の範囲に限定した。
Tiおよび Nは、上記した範囲内でかつ、次式
(N/14) < (Ti/47. 9)
を満足するように含有する。 Tiおよび Nが、上記した式を満足しない場合には、焼入時の固溶 B 量が不安定となり好ましくない。
上記した成分が好ましい基本の成分であるが、上記の基本の組成に加えてさらに、本発明では、 以下に示す A群、 B群および C群の 1種または、 2種以上を含有してもよい。
A群： Cr: 1. 0%以下、 Mo: 1. 0%以下、 W: 1. 0%以下、 Ni : 1. 0%以下、 Cu: 1. 0%以下のうち 力 選ばれた 1種または 2種以上、および Zまたは、
B群： Nb : 0. 2%以下、 V: 0. 2%以下のうち力 選ばれた 1種または 2種、および/ "または、
C群： Ca: 0. 0050%以下、
を必要に応じて選択して含有できる。
A群： Cr: 1. 0%以下、 Mo: 1. 0%以下、 W: 1. 0%以下、 Ni： 1. 0%以下、 Cu : 1. 0%以下のうちか ら選ばれた 1種または 2種以上
Cr、 Mo、 W、 Cu、 Niはいずれも、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応 じて選択して 1種または 2種以上含有できる。
Crは、焼入れ性向上に加えて、微細な炭化物を形成し強度を上昇させる作用も有し、所望の 強度確保に寄与する。このような効果を得るためには 0. 05%以上含有することが望ましいが、 1. 0%を超えて含有すると、上記した効果は飽和し、経済的に不利となるとともに、電縫溶接時に 介在物を生じ易くなり、電縫溶接部の健全性（soundness)に悪影響を¾ぼす。このため、 Crは 1. 0%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは 0. 10〜0. 30%である。
Moは、焼入れ性向上に加えて、微細な炭化物を形成し強度を上昇させる作用も有し、所望の 強度確保に寄与する。このような効果を得るためには 0. 05%以上含有することが望ましいが、 1. 0%を超えて含有すると、上記した効果は飽和し、経済的に不利となるとともに、粗大な炭化物 を生成し、靭性が低下する場合がある。このため、 Mo.は 1· 0%以下に限定することが好ましい。な お、より好ましくは 0. 10〜0. 30%である。
Wは、焼入れ性向上に加えて、調質処理（thermal refining)後の硬さと靭性のバランスを良 好にする作用を有する元素である。このような効果を得るためには 0. 05%以上含有することが望 ましい。一方、 1. 0%を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、 Wは 1. 0%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは 0. 10〜0. 30%である。 Niは、焼入れ性向上に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、このような効果を得るために は 0. 05%以上含有することが望ましいが、 1. 0%を超えて含有しても上記した効果が飽和し経済 的に不利となるうえ、加工性が低下する。このため、 Niは 1. 0%以下に限定することが望ましい。 なお、より好ましくは 0. 10〜0. 50%である。
Cuは、焼入れ性向上に加えて遅れ破壊 (delayed fracture)防止に効果のある元素であり、こ のような効果を得るためには 0· 05%以上含有することが望ましい。一方、 1. 0%を超えて含有して も上記した効果が飽和し経済的に不利となるうえ、加工性が低下する。このため、 Cuは 1. 0%以 下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは 0. 10〜0. 30%である。
B群： Nb:0. 2%以下、 V: 0. 2%以下のうち力 選ばれた 1種または 2種
Nb、 Vは、炭化物を形成し強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。 このような効果を得るためには Nb:0. 01%以上、 V: 0. 01%以上含有することが望ましいが、 Nb : 0. 2%、 V: 0. 2%をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し経済的に不禾 IJとなる。このため、 Nb: 0. 2%以下、 V: 0. 2%以下にそれぞれ限定することが好ましい。
C群： Ca: 0. 0050%以下
Caは、硫化物（sulfide)等の介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であり、必要に 応じて含有できる。このような効果を得るためには、 0. 0001%以上含有することが好ましいが、一 方、 0. 0050%を超える含有は鋼の清浄度（cleanness)を低下させる。このため、 Caは 0. 0050% 以下に限定することが好ましい。さらに好ましくは 0. 0003%〜0. 0010%である。
上記した成分以外の残部は、 Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物とし ては、 P : 0. 020%以下、 S : 0. 010%以下、 0 : 0. 005%以下が許容できる。
Pは、溶接割れ性 (weld cracking resistance)、靭性に悪影響を及ぼす元素であり、 0. 020% 以下に調整することが好ましい。なお、さらに好ましくは 0. 015%以下である。
Sは、鋼中では硫化物系介在物（sulfide inclusion)として存在し、鋼管の加工性、靭性、疲 労寿命を低下させるとともに、再熱割れ感受性 (reheat crack sensitivity)を増大する元素で あり、中空スタビライザー用としては 0. 010%以下に調整することが好ましい。なお、さらに好ましく は 0. 005%以下である。
Oは、銅中では主として酸化物系介在物 (oxide inclusion)として存在し、鋼管の加工性、靭 性、疲労寿命を低下させるため、中空スタビライザー用としては 0· 005%以下に調整することが好 ましい。なお、さらに好ましくは 0. 002%以下である。 以下、実施例に基づきさらに、本発明について説明する, 上記した製造方 ¾で得られる中空部材は、鋼板を素材とし減炭層の幅が 2h (m)である電縫溶 接部を有する電縫溶接鋼管に、少なくとも焼入れ処理を施してなり、好ましくは電縫溶接部以外 の母材部 (鋼板） 、上記した組成を満足する中空部材である。そして本発明になる中空部材は、 電縫溶接部の最低 C含有量 と母材部 (鋼板）の C含有量 C0との比じノじ。が 0. 83以上であるこ とを特徴とする耐久性に優れた部材である。なお、中空部材における電縫溶接部について管周 方向の EPMAあるいは化学分析による C分析により得られた値を用いるものとする。 以下、実施例に基づきさらに、本発明について説明する。
実施例 .
表 1に示す組成の熱延鋼板 (hot rolled steel sheet)を素材とした。これら素材を，冷間で 連続成形（continuous cold forming)し略円筒状のオープン管（open pipe)としたのち、該ォ ープン管の端部同士を突き合わせ，高周波抵抗溶接（high- frequency resistance welding) により、電縫溶接して、電縫溶接鋼管 (外径 30mm φ X肉厚 6 とした。また、一部では、熱延鋼 板を素材として、冷間で同様にオープン管としたのち、電縫溶接して、外径 89mm ψ X肉厚 6. 2mmの母管を製造したのち、さらに 950Όに加熱し、仕上げ温度 800での絞り圧延を施し、外径 30 φ X肉厚 6nmの鋼管とした。なお、電縫溶接に際しては、溶接条件を種々変更し、表 2およ び 3に示すように種々のボンド幅 (減炭層幅） 2hに調整した。なお、ボンド幅 (減炭層幅） 2hは、得 られた電縫溶接鋼管から電縫溶接部を含む組織観察用試験片を採取し、組織観察から求めた。 ついで、これら電縫溶接のままの電縫溶接鋼管に、図 2に示すパターン (pattern)の熱サイクノレ で表 2および 3に示す条件で焼入れ処理を施した。得られた焼入れのままの電縫溶接鋼管から 電縫溶接部を含む硬さ測定用試験片を採取し、硬さ試験 (hardness measurement)を実施し、 母材部と電縫溶接部の焼入れまま硬さを測定した。また、得られた電縫溶接鋼管の電縫溶接部 について、管の外表面から 100 j mの位置において、管周方向の EPMAによる C濃度の分析に より、実測の最低 C含有量 (実測）を求めた。そして、（a)式の x=0の場合の焼入れ処理後の 最低 C含有量 を算出し、母材部 (鋼板)の C含有量 C。で除して計算値の C C。および実測値の C C。を算出した。さらに,.焼入れた鋼管を 350"Cで 20minの焼戻しを行った後に，ねじり疲労試 験 (torsion fatigue , test)に供し，電縫溶接部に沿った異常な割れ方の有無を調査した。電 縫溶接部に沿った割れ方の場合を Xと表示し、その他の割れ方を〇と表示した。
試験方法は次のとおりとした。
(1)組織 tft察 (microstructure observation)
得られた電縫溶接鋼管力ら電縫溶接部を含む管軸方向に垂直断面を切り出し、研磨、メタルフ ローエッチング液（5%ピクリン酸（picric acid) +界面活性剤（surface acting agent) )を用 いて腐食し、光学顕微鏡（light microscope) (倍率（magnification ratio) : 400倍）を用いて、 断面組織（sectional structure)を観察した。該断面組織における偏析線（segregation line)が観察されない領域 (層）の最大幅を測定しボンド幅 (減炭層幅） 2hとした。
(2) さ^;験 (hardness measurement)
得られた電縫溶接鋼管から硬さ測定用試験片を採取し、電縫溶接部おょぴ母材部について、 板厚方向にビッカース硬度計（Vickers hardness meter) (荷重（load)： 4· 9Ν)でビッカース硬さ HV0. 5を測定した。
測定は外表面から 0. 2腿ピッチ（pitch)で行い、得られた値を算術平均 (arithmetic
avenge)し、各銅管の電縫溶接部、母材部における硬さとした。
(3)ねじり疲労試験（torsion fatigue test)
外径 30匪 φ X肉厚 6nmの得られた電縫溶接鋼管から疲労試験用試験材 (管軸方向長さ： 250隨)を採取し， JIS Z 2273に準拠した両振りのねじり疲労試験を行った.ねじり疲労試験の応 力 τは，成分 Α, Β, Ε材については = 380MPa, C, D材については τ =470MPaで行った。 得られた結果を表 2および 3に示す。
本発明例 (供試材 No. 1〜8、 10および 33〜35)はいずれも、電縫溶接部の焼入れ後の硬さ の顕著な低下は認められず (電縫溶接部硬さ/母材部硬さ： 0. 98以上）、かつ、ねじり疲労試験 でも電縫溶接部に沿った異常な割れ方をしなレ、 (表 2および表 3では、 Oと表示)。一方、本発明 の減炭幅 2hと熱処理条件の適正範囲式 ( /C。が 0. 83以上）を満足しない比較例（供試材 No. 9、 11〜32)は、電縫溶接部の焼入れ硬さの顕著な低下が生じており、かつ、ねじり疲労試験で も電縫溶接部に沿った異常な割れ方となった (表 2および表 3では、 Xと表示)。また、本発明の 成分範囲である (NZ14) く (Ti/47. 9)を満足しない比較例成分 E材の供試材 No. 36では、 本発明の減炭幅 2hと熱処理条件の適正範囲式を満足 (C Coが 0. 83以上)しても、同じ C量の A材と比べて母材部、電縫溶接部とも焼入れ硬さが顕著に低下している。
Figure imgf000017_0001
5
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000018_0002
の (
**)(1)式右辺値 (計算値）
***)供試材 No. 〜 22は、縮径ぁリ
Figure imgf000019_0002
Figure imgf000019_0001
***)供試材 Νο· 23, 24, 33~36は、縮径ぁリ

Claims

請求の範囲
1. 鋼板を素材とし減炭層幅が 2h(m)である電縫溶接鋼管に、加熱速度 Vh(K/s)で Ac3変態 点以上の加熱温度 T(K)に加熱し、均熱時間 k(s)保持したのち、直ちに一次冷却速度 Vc(K/s) で焼入れ開始温度 Tq(K)まで冷却したのち二次冷却する焼入
れ処理と、あるいはさらに焼戻処理とからなる熱処理を施し所望の高強度を有する部材とするに あたり、前記焼入れ処理における前記加熱速度 Vh、前記最高加熱温度 T、前記均
熱時間 k、前記一次冷却速度 Vc、を、下記（1)式を満足するように調整するとともに
、前記焼入れ開始温度 Tqを Ar3変態点超の温度とすることを特徴とする耐久性に優れた 中空部材の製造方法。
記
0.83≤l-(l- 0.09 /C0)j exp (- y2 /{4Dt))/-y[47tDtdy … ) ここで、 C。：鋼板の C含有量 (質量％)、
t(s) :50/Vh+50/Vc+k
Vh：加熱速度 (Kん）、 Ve：—次冷却速度 (K/s)、 k：均熱時間（s)
D(m2/s)=D0 exp (- Q/RT)、
D0:4.7X 10- 5(m2/s)、 Q = 155(kJ/mol-K)、 R=8.31 (J/mol'K)、 T:最高加熱温度（K) .
2. 前記鋼板が、質量％で、 .
C:0.15〜0.40%、 Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.30〜2.00%、 Α1:0.01〜0· 10%、
Ti:0.001〜0.04%、 B:0.0005~0.0050%、
N:0.0010~0.0100%
を含み、かつ Tiおよび Nが、（NZ14) < (Ti/47.9)を満足し、残部 Feおよび不可避的不純 物からなる組成を有する鋼板であることを特徴とする請求項 1に記載の中空部材の製造方法。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、 Cr: 1.0%以下、 Mo: 1.0%以下、 W: 1.0%以下、 Ni:l.0%以下、 Cu:l.0%以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有する組成とすること を特徴とする請求項 2に記載の中空部材の製造方法。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、 Nb:0.2%以下、 V:0.2%以下のうち力 選ばれた 1 種または 2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項 2または 3に記載の中空部材の製造 方法。
5. 前記組成に加えてさらに、質量％で、 Ca:0.0050%以下を含有する組成とすることを特徴 とする請求項 2な 、し 4のレ、ずれかに記載の中空部材の製造方法。
6. 鋼板を母材とし減炭層の幅が 2h(m)である電縫溶接部を有する電鏠溶接鋼管に、少なく とも焼入れ処理を施してなる中空部材であって、前記電縫溶接部の最低 C含有量 と母材部の C含有量 C。との比 d/Coが 0.83以上である中空部材。
7. 請求項 6において、前記電縫溶接部以外の母材部が、質量％で、 C:0.15〜0.40%、 Si: 0.05〜0.50%、 Mn:0.30〜2.00%、 A1:0.01〜0.10%、 Ti:0.001〜0.04% B:0.0005〜 0.0050%、1^:0.0010〜0.0100%を含み、かっ11ぉょび?^が、（NZ14) < (TiZ47.9)を満足 し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する中空部材。
8. 請求項 7において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Cr: 1.0%以下、 Mo: 1.0%以下、 W: 1.0%以下、 Ni： 1.0%以下、 Cu: 1.0%以下のうち力 選ばれた 1種または 2種以上を含有す る組成とする中空部材。
9. 請求項 7または 8において、前記組成に加えてさらに、質量％で、 Nb:0.2%以下、 V： 0.2%以下のうち力 選ばれた 1種または 2種を含有する組成とする中空部材。
10. 請求項 7ないし 9のいずれか任意の請求項において、前記組成に加えてさらに、質量％ で、 Ca:0.0050%以下を含有する組成とする中空部材。
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