專利名稱：焊接性優(yōu)異的490MPa級(jí)低屈服比冷成形鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及焊接性優(yōu)異、低屈服比而抗拉強(qiáng)度為490MPa級(jí)的冷成形鋼管及其制造方法，特別涉及能夠適用于抗震性優(yōu)異的CFT(Concrete-Filled Tube)結(jié)構(gòu)的建筑物的490MPa級(jí)的冷成形鋼管、及用于制造這種冷成形鋼管的有效的方法。
背景技術(shù)：
在建筑結(jié)構(gòu)物中，要求有優(yōu)異的抗震性和耐火性，特別是為了構(gòu)筑抗震性優(yōu)異的所述CFT結(jié)構(gòu)的建筑物，就需要以高強(qiáng)度、低屈服比而發(fā)揮優(yōu)異的焊接性的冷成形鋼管。
作為關(guān)于滿足如此要求特性的冷成形用鋼管的技術(shù)，一直以來提出有多種。例如，在特開平6-128641號(hào)公報(bào)中，公開有如下技術(shù)以600MPa級(jí)和800MPa級(jí)的低屈服比鋼管為對象，熱軋后，將空冷或水冷過的鋼板，在t/D(t板厚，D鋼管外徑)≤10％的范圍通過冷成形制作鋼管，將控制為屈服比(YR)≤80-0.8×t/D的鋼板，在其后750～850℃的溫度范圍進(jìn)行正火。
另外，在專利第252904號(hào)公報(bào)中，公開有如下技術(shù)以590MPa級(jí)的低屈服比的鋼管為對象，使軋制完成溫度為(Ar3-20℃)～(Ar3+120℃)進(jìn)行軋制后，將鋼板空冷至(Ar3-100℃)～(Ar3-120℃)，接著從該溫度到常溫進(jìn)行淬火，還進(jìn)行回火處理到Ac1點(diǎn)以下的溫度范圍，在上述t/D≤10％的范圍冷成形為管狀，其后在500～600℃的溫度范圍進(jìn)行退火。
此外，在特開平7-233416號(hào)公報(bào)中公開有以590MPa級(jí)的低屈服比鋼管為對象，再加熱到Ac3點(diǎn)以上的溫度進(jìn)行淬火或淬火·回火，在所述t/D≤10％的范圍實(shí)施冷成形而制作鋼管，其后再加熱到650～750℃的溫度范圍正火。
所述各技術(shù)，均以590MPa級(jí)的低屈服比的冷成形鋼管為對象，但是，其中在特開平6-128641號(hào)公報(bào)中，是在冷成形后進(jìn)行正火。在專利第2529042號(hào)公報(bào)中，因?yàn)槭窃谲堉凭€上空冷到二相域，所以會(huì)導(dǎo)致軋制中的生產(chǎn)率降低，從經(jīng)濟(jì)的觀點(diǎn)出發(fā)不為優(yōu)選。
在所述特開平7-233416號(hào)公報(bào)的技術(shù)中，因?yàn)殇撛闹幸訡u、Ni等的元素為必須成分而含有，所以存在原材成本變高的問題。另外，在該技術(shù)中，雖然通過添加Cu帶來的析出強(qiáng)化實(shí)現(xiàn)了鋼管的強(qiáng)度提高，但是因?yàn)樵跓崽幚砉ば蛑校饷鎮(zhèn)扰c內(nèi)面?zhèn)鹊臏囟茸兊貌痪?，Cu的析出發(fā)生不均，所以能夠充分預(yù)想到有材質(zhì)的偏差發(fā)生。
在所述任一的技術(shù)中，冷成形后以屈服比的降低為目的，均需要實(shí)施熱處理，這在成本面和生產(chǎn)率的點(diǎn)上存在問題。另外，若應(yīng)用所述專利第2529042號(hào)公報(bào)的所謂Delay DQ法，則與從Ar3點(diǎn)以上的溫度直接淬火(DQ)相比，淬火后的強(qiáng)度變低，因此為了對其補(bǔ)償需要增加合金元素，其結(jié)果是使焊接性劣化。
從如上出發(fā)，作為在冷成形后不實(shí)施熱處理的方法，也提出有像特開平7-109521號(hào)公報(bào)這樣的技術(shù)，在該技術(shù)中，熱軋后再加熱到Ac3～1000℃淬火，繼續(xù)再加熱到750～850℃的溫度進(jìn)行淬火，在Ac1點(diǎn)以下進(jìn)行回火處理，且采用控制在YR(％)≤80-0.8×t/D的鋼板，在t/D≤10％的范圍通過冷成形制作鋼管，由此得到板厚100mm以下，管軸方向的YR為80％以下的建筑用低屈服比600MPa級(jí)鋼管。
該技術(shù)以600MPa級(jí)的低屈服比鋼管為對象，以軋制后用于將組織貝氏體化的再加熱淬火、用于韌性改善和防止鋼管的焊接、應(yīng)力去除處理等的軟化的回火為必須工序，從生產(chǎn)率和成本的觀點(diǎn)出發(fā)殘留若干問題。而且在該技術(shù)中，從強(qiáng)度確保這一觀點(diǎn)出發(fā)，需要增加合金元素，在焊接性這點(diǎn)上依然存在問題。
另一方面，作為490MPa級(jí)的低屈服比高張力鋼板的制造方法，也提出有例如特開昭55-115921號(hào)公報(bào)這樣的技術(shù)。在該技術(shù)中，以900℃以下的累積壓下率為50％以上的方式軋制，且在Ar3點(diǎn)以上結(jié)束軋制，冷卻到Ac1點(diǎn)以下后，再加熱到730～850℃以下的范圍，進(jìn)行空冷。
在該技術(shù)中，與從二相域溫度(超過Ac1點(diǎn)，低于Ac3點(diǎn))進(jìn)行淬火(Q’)處理相比，強(qiáng)度變低，所以碳當(dāng)量Ceq(JIS)為0.40％以下，焊接性良好，其能夠適用于厚達(dá)32mm左右的板厚(例如，表1的鋼No.1、2、4～6)，但是，如果將其應(yīng)用于冷成形用的厚重鋼管，則需要大幅提高碳當(dāng)量Ceq(例如表1的No.3)，隨之而來的是焊接性劣化，將需要預(yù)熱。而且，因?yàn)樵趭W氏體未再結(jié)晶區(qū)域(約900～Ar3點(diǎn))下的壓下率增大，所以無法滿足建筑用鋼所要求的聲音各向異性小這樣的必要條件。
那么，根據(jù)新抗震設(shè)計(jì)法的修正(1981年)，在建筑領(lǐng)域允許大地震時(shí)鋼材的塑性變形，吸收地震的能量而防止結(jié)構(gòu)物的倒塌這樣的設(shè)計(jì)理念被中心地納入高層建筑物中，因此作為鋼材所需要的特性，就要求有低屈服比。
在應(yīng)用于混凝土(concrete)充填鋼管柱的冷成形鋼管中，施加t/D5～10％這樣嚴(yán)格的冷彎曲時(shí)，因?yàn)樵趖/4部付與相當(dāng)于約2.5～5％的應(yīng)變(ε)，所以屈服應(yīng)力上升，即使抗拉強(qiáng)度為490MPa級(jí)的鋼材，也不能確保作為目標(biāo)屈服比(屈服點(diǎn)/抗拉強(qiáng)度)在85％以下。這樣的情況下，不得不實(shí)施冷成形后以殘留應(yīng)力的除去為目的的退火(Stress RelievingSR處理)，導(dǎo)致高成本化、工期的長期化和生產(chǎn)率的降低。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明在如此的狀況而形成，其目的在于，提供一種低屈服比的冷成形鋼管、和用于制造這種冷成形鋼管的有效的方法，其不需實(shí)施SR處理，抗拉強(qiáng)度在490MPa以上。
所謂能夠達(dá)成所述目的的本發(fā)明的490MPa級(jí)低屈服比冷成形鋼管，由如下這種板厚為t(mm)鋼板得到，其具有如下化學(xué)組成，含有C0.07～0.18％(質(zhì)量％的意思，以下相同)、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％、和N0.001～0.008％，除此之外，還含有從由如下構(gòu)成的組中選擇的1種或2種以上Cr0.6％以下(含0％)、Mo0.5％以下(含0％)和V0.08％以下(含0％)，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比滿足[Mn]/[C]≤15，由下述(1)所示的碳當(dāng)量Ceq值在0.34～0.42％的范圍，并且由下述(2)式所示的A值滿足1.1～2.6，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，且微觀組織由如下各相構(gòu)成4～70面積％的多邊形鐵素體相；0～20面積％的準(zhǔn)多邊形鐵素體相；和0～5面積％，縱橫比(aspect ratio)(長徑/短徑)為4.0以下的島狀馬氏體相；余量為貝氏體相，該冷成形鋼管能夠從板厚為t(mm)的鋼板得到，在所述鋼管的外側(cè)冷彎曲直徑為d(mm)時(shí)具有t/d為10％以下的冷成形部位。
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分別表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的含量(質(zhì)量％)。
A＝(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1)…(2)其中，{Cr}、{Mo}和{V}分別表示Cr、Mo和V在鋼板中的固溶量(質(zhì)量％)。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，根據(jù)需要，還含有如下元素等也是有效的，(a)Cu0.5％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)Nb0.015％以下(不含0％)；(c)Ca0.003％以下(不含0％)；(d)稀土類元素0.02％以下(不含0％)，根據(jù)這些含有成分能夠進(jìn)一步使鋼管的特性提高。
當(dāng)制造上述這樣的冷成形鋼管時(shí)，可以將將具有本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分組成的鋼坯加熱到950～1250℃的溫度范圍，將下述(3)式所示的奧氏體未再結(jié)晶化溫度Aγ(℃)以下的累積壓下率作為60％以下(含0％)而結(jié)束軋制成為鋼板后，以4～100℃/秒的冷卻速度從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度加速冷卻到450℃以下，接著再加熱到730～830℃的溫度范圍之后進(jìn)行淬火，接著在前述記載t/d為10％以下的范圍進(jìn)行冷成形。
Aγ(℃)＝887+467[C]+(6445[Nb]-644√-[Nb])+(732[V]-230√-[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si]…(3)其中，[C]、[Nb]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分別表示C、Nb、V、Ti、Al和Si的含量(質(zhì)量％)。
在此制造方法中，優(yōu)選附加如下等條件(1)再加熱到730～830℃的溫度范圍而淬火后，在500℃以下對所述鋼板實(shí)施回火；(2)結(jié)束所述軋制后，在加速冷卻之前，進(jìn)行“在線校平機(jī)”(in-line leveller)矯正；(3)將鋼板溫度作為400℃以下進(jìn)行冷成形。
根據(jù)本發(fā)明，通過適當(dāng)?shù)卣{(diào)整鋼板的化學(xué)組成，并且適當(dāng)?shù)乜刂莆⒂^組織中的各相的體積分率，即使不實(shí)施SR處理，也能夠以低屈服比得到490MPa級(jí)的冷成形鋼管，這樣的冷成形鋼管通過適當(dāng)?shù)乜刂浦圃鞐l件能夠獲得，所得到的鋼管能夠適用于CFT結(jié)構(gòu)的建筑物。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明者們，在板厚為t(mm)、外側(cè)冷彎曲直徑為d(mm)時(shí)具有t/d為10％以下的冷成形部位，抗拉強(qiáng)度為490MPa以上的鋼管中，為了達(dá)成焊接性優(yōu)異，且屈服比作為目標(biāo)值85％以下，對化學(xué)成分組成和微觀組織進(jìn)行了詳細(xì)地研究。
其結(jié)果是得出以下結(jié)論，為了使鋼管的屈服比降低，重要的是預(yù)先把鋼板階段的屈服比降低鋼管時(shí)的上升的量以上、和使同一拉伸δu(達(dá)到最大載荷的塑性拉伸)增加。
然后判明了，為了在鋼板階段使低屈服比和抗拉強(qiáng)度并存，使微觀組織共存成為硬質(zhì)相的貝氏體相(B)和成為軟質(zhì)相的多邊化了的鐵素體相(多邊形鐵素體相αP)，將此多邊形鐵素體相(αP)的面積百分率控制在40～70％是有效的。另外可知，通過使鐵素體相多邊化能夠使同一拉伸δu增大。
在鋼板階段(冷成形前)中，馬氏體形成為島狀時(shí)，發(fā)揮著降低屈服點(diǎn)，使冷彎曲后的屈服比進(jìn)一步處于低位的作用。島狀馬氏體，由馬氏體相和奧氏體相(殘留奧氏體相)混合的相構(gòu)成(Martensite-AusteniteconstituteM-A相)，但是存在于島狀馬氏體中的殘留奧氏體相γR通過冷彎曲相變成加工感應(yīng)馬氏體，由此能夠使同一拉伸δu進(jìn)一步增大。還有，對這樣的組織實(shí)施冷彎曲而成為冷成形鋼管時(shí)，組織中的殘留奧氏體相消失，作為相變的馬氏體相而存在。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，從所述觀點(diǎn)出發(fā)，需要適當(dāng)?shù)乜刂莆⒂^組織，在該組織中的各相的范圍(面積百分率)限定理由如下。

為了使屈服比處于低位，使相變后的微觀組織中生成位錯(cuò)密度小的多邊化的鐵素體(αP)是有效的，為了在鋼板階段預(yù)先降低屈服比，需要將其面積百分率控制在40～70％的范圍。若多邊形鐵素體相(αP)的面積百分率超過70％，則在厚壁材中目標(biāo)強(qiáng)度的確保困難。另一方面，若多邊形鐵素體相(αP)的面積百分率低于40％，則屈服比會(huì)超過目標(biāo)值(85％)。
為了滿足該多邊形鐵素體相的面積百分率條件，需要滿足本發(fā)明規(guī)定的組成條件(也包括滿足所述式(1)、(2))，并且滿足后述的制造條件。
位錯(cuò)密度高的準(zhǔn)多邊形鐵素體相αq，使強(qiáng)度上升，另一方面，因?yàn)榉恋K可動(dòng)位錯(cuò)的移動(dòng)而使屈服比上升，所以越少越好，以面積百分率計(jì)為0～20％左右?？梢詢?yōu)選為0～15％左右。
準(zhǔn)多邊形鐵素體相，不成長為6角形(由JIS G0551定義)，不圓滑，而形成鋸齒的形態(tài)。因此，準(zhǔn)多邊形鐵素體相和多邊形鐵素體相通過顯微鏡能夠明確地區(qū)別。
鋼板階段的馬氏體相(M)或馬氏體·奧氏體混合相(M-A相)，為了讓未相變奧氏體中的C、合金元素的偏析大的部分不發(fā)生貝氏體相變，而局部地成為島狀馬氏體相(M)和殘留奧氏體相(γR)。其中，馬氏體相(M)有效地作用于抗拉強(qiáng)度上升，屈服比的降低。另外殘留奧氏體(γR)，因?yàn)橥ㄟ^來自外部的加工應(yīng)變而使加工感應(yīng)相變出現(xiàn)，所以有效地作用于同一拉伸的增大。因此，在冷成形鋼管中，為了進(jìn)一步促進(jìn)屈服比的相對降低和同一拉伸δu的增大，而使島狀馬氏體相(也包含M-A從殘留奧氏體的相變后的馬氏體相M)生成。島狀馬氏體相(M-A)的面積百分率，可以是0～5％左右。若島狀馬氏體相(M-A)的面積百分率超過5％，則韌性劣化。該面積百分率可以優(yōu)選為0～4％左右。
即使島狀馬氏體相(M-A)的面積百分率為5％以下，若因其形狀縱橫比(長徑/短徑)超過4.0，則同一拉伸未增大，韌性仍會(huì)劣化。另外，由于M-A相形成于舊奧氏體晶界，所以將其縱橫比控制在4.0以下，是舊奧氏體料的伸展度小的結(jié)果，由于軋制集合組織的形成也很微小，所以能夠減小鋼管的縫焊(seam weld)部(相當(dāng)于端彎曲的無加工部)的聲音各向異性。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，雖然具有板厚為t(mm)、外側(cè)冷彎曲直徑為d(mm)時(shí)t/d為10％以下的冷成形部，但是，在此t/d超過10％這樣的冷加工中，因?yàn)槔熳冃蝹?cè)的屈服比在加工后超過了85％，所以為了抑制屈服比的上升，需要熱、溫下的成形，或成形后的應(yīng)力去除的退火處理(所述SR處理)。為此，需要所述t/d在10％以下。此t/d優(yōu)選為7.5％以下為宜。在用于達(dá)成該t/d的加工方法中，不限定于壓曲成形，也可以是例如輥彎、壓縮擠壓、旋壓(spinning)等的應(yīng)用。另外彎曲溫度，不但能夠允許常溫，而且允許達(dá)到不損害本發(fā)明的鋼板的材質(zhì)的程度(400℃左右)的溫度。還有，本發(fā)明的冷成形鋼管，其截面形狀包括圓形、邊形的任一種。另外，所述外側(cè)冷彎曲直徑d意思是被冷成形(彎曲加工)的部位的曲率直徑，鋼管的截面形狀為圓形時(shí)，外側(cè)冷彎曲直徑d與鋼管外徑D一致。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，為了如上述這樣控制微觀組織中的鐵素體(αP)的量的比例(以面積百分率計(jì)為40～70％)，有效的是使相變曲線的鐵素體凸頭(nose)向短時(shí)間側(cè)移動(dòng)，具體地說，就是使Mn含量[Mn]和C含量[C]的比([Mn]/[C])在15以下，使二相域(α+γ區(qū)域)溫度保持的C的二相分離化變得容易。另外，為了使這樣的效果發(fā)揮，作為二相域淬火溫度為730～830℃左右有效(關(guān)于該條件后述)。
鐵素體的軟質(zhì)化和滲碳體的硬質(zhì)化，被認(rèn)為有效的是在添加對鐵素體來說負(fù)的偏析元素，在兩相域溫度保持中存在的奧氏體和鐵素體的共存狀態(tài)中，使對鐵素體來說負(fù)的偏析元素在未相變奧氏體中擴(kuò)散，其后使貝氏體相變發(fā)生，在貝氏體相變過程中使其吐出的合金元素在滲碳體中濃化。
作為對于鐵素體來說負(fù)的偏析元素，著眼于Cr、Mo和V的巨大作用，作為其固溶量，將所述(2)式所規(guī)定的量控制在1.1～2.6，從而能夠使合金元素二相分離化。還有，為了將所述(2)式規(guī)定的量控制在1.1～2.6，有效的是通過將鋼坯加熱到950～1250℃的溫度范圍、和在軋制結(jié)束后從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度急冷，從而一邊實(shí)現(xiàn)所述各元素的氮化物析出溫度區(qū)域中的析出的回避，一邊在Cr、Mo和V成為固溶狀態(tài)后，進(jìn)行二相域淬火(關(guān)于該條件后述)。
在降低屈服點(diǎn)以及使同一拉伸δu增大中，有效的是在鐵素體相變后，以無加工使之粒成長而多邊化，由此使鐵素體的位錯(cuò)密度處于低位。
為了降低冷成形鋼管的屈服比，且仍確保韌性，需要使更為各向同性的馬氏體相形成，但是從這一觀點(diǎn)出發(fā)，需要使所述縱橫比為4.0以下。另外通過使縱橫比處于低位，因?yàn)檐堉萍辖M織也變少，所以對于鋼管的縫焊部(相當(dāng)于端彎曲的無加工部)的聲音各向異性的降低也有效。
作為抑制鋼板階段的馬氏體相或與奧氏體的混合層的扁平化的手段，將由所述(3)式所示的奧氏體未再結(jié)晶化溫度Aγ以下的累積壓下率作為60％以下而結(jié)束軋制，對于抑制舊奧氏體粒和粒界析出的馬氏體相或與奧氏體的混合相的扁平化有效。另外，這時(shí)的軋制結(jié)束溫度，從舊奧氏體粒的扁平化的抑制這一觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選在奧氏體未再結(jié)晶化溫度Aγ以上。此外，為了以所述方式控制馬氏體的組織分率，需要以本發(fā)明所示的合金元素(特別是Cr、Mo、V等)置換碳當(dāng)量式中的C。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，其微觀組織，除了所述以外(余量)基本由貝氏體構(gòu)成，但是，為此而使本發(fā)明范圍的多邊形鐵素體αP析出后，為了不使珠光體相變而直接加速冷卻即可。
那么，在本發(fā)明的冷成形鋼管中，也需要焊接性良好，為此，通過不添加B便能夠抑制焊接熱影響區(qū)(HAZ)中的馬氏體化或貝氏體化，能夠使耐裂紋性和HAZ韌性提高。另外，通過Ti的添加，使TiN生成，通過使母材和HAZ中的舊奧氏體粒的細(xì)微化作用發(fā)揮，韌性會(huì)提高。
接著，說明本發(fā)明的冷成形鋼管的化學(xué)成分組成的限定理由。首先，在本發(fā)明中，如所述含有C0.07～0.18％、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％(其中，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比[Mn]/[C]≤15)、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％和N0.001～0.008％，除此之外，還含有由從如下構(gòu)成的組中選擇的1種或2種以上Cr0.6％以下(含0％)、Mo0.5％以下(含0％)和V0.08％以下(含0％)，并且需要將所述(1)式和(2)式規(guī)定的值控制在適當(dāng)?shù)姆秶?，這些元素的范圍限定理由如下。
雖然C是最廉價(jià)的對強(qiáng)度提升有效的元素，但是若過量地含有，則焊接性顯著降低，因此其含量的上限為0.18％。然而，若C含量低于0.07％，則發(fā)生強(qiáng)度不足，為了對其加以彌補(bǔ)，就需要合金元素的添加，但是若過多地進(jìn)行這些合金元素的添加，則導(dǎo)致屈服比的增加，因此不為優(yōu)選。為了抑制此屈服比的增加并確保目標(biāo)的強(qiáng)度(以抗拉強(qiáng)度計(jì)490MPa以上)，至少需要使C含有0.07％以上。還有，從母材強(qiáng)度和焊接HAZ韌性并存的觀點(diǎn)出發(fā)，C含量的優(yōu)選下限為0.08％，優(yōu)選上限為0.16％。
為了脫氧需要使Si含有0.05％以上，但是若超過1.0％而使之過量地含有，則使焊接性和HAZ韌性降低。由此出發(fā)，Si含量需要為0.05～1.0％。還有，Si含量的優(yōu)選下限為0.10％，優(yōu)選上限為0.9％。
和C含量[C]的比[Mn]/[C]≤15)]Mn作為同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性的元素有效。為了使這樣的效果發(fā)揮，需要使Mn含有0.7％以上。然而若使Mn過量地含有，則焊接性和HAZ韌性顯著劣化，因此其上限為1.7％。還有，Mn含量的優(yōu)選下限為1.0％，優(yōu)選上限為1.6％。
另外，Mn含量由與C含量的關(guān)系需要調(diào)整到適當(dāng)?shù)姆秶?。Mn含量[Mn]和C含量[C]的比[Mn]/[C]，成為在成分上控制連續(xù)冷卻相變曲線(CCT曲線)和等溫相變曲線(TTT曲線)的鐵素體相變曲線的突出(凸頭nose)的程度的因素，若所述比[Mn]/[C]超過15，則鐵素體凸頭向長時(shí)間側(cè)后退，因此用于由二相域熱處理(Q’)形成平衡狀態(tài)的二相組織(α+γ)的保持時(shí)間變長，在生產(chǎn)上受到制約而低效率。為此，所述比[Mn]/[C]需要為15以下。
Ti在板坯(slab)加熱時(shí)在鋼中作為細(xì)微的TiN而存在，具有防止加熱奧氏體粒的粗大化的效果。利用適當(dāng)?shù)膴W氏體(γ)再結(jié)晶溫度區(qū)域軋制、接著的γ未再結(jié)晶溫度Aγ域軋制、和細(xì)微的TiN生成的復(fù)合效果，可以確保良好的韌性和超聲波聲音各向異性。另外Ti在直接淬火后的Q’處理中，也從逆相變奧氏體，以TiN為鐵素體相變核，使多邊形鐵素體的析出促進(jìn)，對屈服比降低，同一拉伸δu的增大有效。為了使這樣的效果發(fā)揮，Ti含量需要為0.002％以上。然而，因?yàn)槭筎i過量地含有其效果也是飽和，所以其上限為0.025％。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.008％，優(yōu)選上限為0.015％。
為了脫氧至少需要使sol.Al(可溶性鋁)含有0.005％，但是若使之過量地含有，則非金屬夾雜物增加而韌性降低，因此其需要為0.1％以下。還有，sol.Al含量的優(yōu)選下限為0.01％，優(yōu)選上限為0.06％。
N與Ti反應(yīng)生成TiN，是防止加熱時(shí)的奧氏體的粗大化的有效的元素。為了使這樣的效果發(fā)揮，至少需要使之含有0.001％以上，但是若使之過量含有則熔接接頭部的韌性劣化，因此其需要在0.008％以下。還有，N含量優(yōu)選下限為0.002％，優(yōu)選上限為0.006％。
Cr、Mo和V是使強(qiáng)度提高的元素，但是作為化合物析出時(shí)，由于析出強(qiáng)化而使屈服比上升，另一方面會(huì)使韌性劣化。為了使屈服比保持在低位的狀態(tài)而確保高強(qiáng)度和高韌性，有效的是以固溶狀態(tài)在滲碳體使正偏析發(fā)生，在鐵素體使負(fù)偏析發(fā)生。由此出發(fā)，需要Cr、Mo和V的含量分別為0.6％以下、0.5％以下、0.08％以下(均含0％)，通過所述(2)式規(guī)定的A值將其固溶量控制在1.1～2.6的范圍內(nèi)。若該成分元素量和A值超過上限，則會(huì)損害焊接性。另外，若A值低于1.1，則鋼管成形后的屈服比不能滿足目標(biāo)值。還有，各元素優(yōu)選為Cr0.3％以下、Mo0.3％以下、V0.06％以下為宜。另外，A值的優(yōu)選范圍是1.05～2.0左右。
所述(1)式表示的碳當(dāng)量Ceq是表示HAZ的硬化性的指標(biāo)(例如，JIS G 3106)，為了降低焊接裂縫敏感性，使y形焊接裂縫試驗(yàn)中的裂縫防止預(yù)熱溫度為25℃以下，需要將Ceq值作為0.42％以下。另一方面，為了確?？估瓘?qiáng)度在490MPa以上，Ceq值需要為0.34％以上。Ceq值的優(yōu)選下限為0.36％，優(yōu)選上限為0.40％。還有，在所述(1)式中，除了作為基本成分的C、Si、Mn、Cr、Mo、V等之外，作為式中的項(xiàng)目也包含根據(jù)需要所含有的成分(Ni)，但是，含有這些成分時(shí)要考慮其含量而作為(1)式的值計(jì)算，不包含時(shí)可以不必考慮其含量而計(jì)算。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，所述成分以外，由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，但是，也可以包含熔煉上不可避免地混入的微量成分(允許成分)(例如，P、S、O、B≤0.0005％等)，這樣的鋼板坯也包含于本發(fā)明的范圍。另外，在本發(fā)明的冷成形鋼管中，根據(jù)需要，進(jìn)一步含有如下成分等也是有效的(a)Cu0.5％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)Nb0.015％(不含0％)；(c)Ca0.003％以下(不含0％)；(d)稀土類元素0.02％以下(不含0％)，含有這些成分時(shí)的范圍限定理由如下。
因?yàn)檫@些元素昂貴，而且使屈服比上升，所以其添加優(yōu)選盡可能地避免。但是，因?yàn)榫哂性诤癖阡摪逯幸种瓢搴裰行牟康膹?qiáng)度降低的作用，所以有時(shí)會(huì)微量添加。添加這些元素時(shí)，需要使Cu以0.5％為上限、Ni以3.0％為上限而含有。Cu含量的更優(yōu)先上限為0.3％，Ni的更優(yōu)選上限為1.5％。
Nb已知是同時(shí)使強(qiáng)度和韌性提高的元素，但是在熱軋后進(jìn)行加速冷卻的情況下，在含有作為淬火性提高元素的Nb的鋼中，第二相組織的貝氏體量增加，而且軟質(zhì)的鐵素體難以生成。其結(jié)果是，屈服比上升。由此出發(fā)，含有Nb時(shí)，優(yōu)選到0.015％左右。Nb含量的更優(yōu)選上限為0.010％左右。
Ca具有非金屬夾雜物的球狀化作用，有助于各向異性的降低，但是若超過0.005％而含有，則由于夾雜物的增加韌性會(huì)劣化。因此，使Ca含有時(shí)，優(yōu)選為0.005％以下。Ca含量的優(yōu)選下限為0.0005％，更優(yōu)選上限為0.003％。
稀土類元素(以下簡略記述為REM)，是作為其氧硫化物(oxysulfide)在TiN共存下抑制奧氏體異常成長而使HAZ的韌性提高的元素，但是若超過0.02％過量地含有，則破壞鋼的純凈度，使內(nèi)部缺陷發(fā)生。為了使來自REM的效果發(fā)揮，優(yōu)選使之含有0.002％以上，更優(yōu)選上限為0.01％。還有，所謂REM，只要是屬于周期表第3族的鈧(Sc)、釔(Y)和鑭系(lanthanoid)稀土類元素均能夠使用。
為了制造本發(fā)明的冷成形鋼管，基本上采用來自由連續(xù)鑄造法和鑄錠法所制作的板坯的鋼坯，經(jīng)加熱-熱軋-冷卻-熱處理等的工序、或熱軋后的控制冷卻(也包括加速冷卻和直接淬火)等的工序，由此能夠制造出具有所述這樣的化學(xué)成分組成和組織的鋼管，因此該制造方法沒有特別限定(后述實(shí)施例的實(shí)驗(yàn)No.42～46)，但是優(yōu)選遵循本發(fā)明方法而制造。接下來說明由本發(fā)明的制造方法規(guī)定的各必要條件。
若鋼坯的加熱溫度作為超過1250℃的溫度，則鋼坯的奧氏體粒引起急劇粒成長，相變后的組織成為粗大的貝氏體組織，鋼板的韌性成為顯著的低位。另一方面，若加熱溫度低于950℃，則低于(γ未再結(jié)晶化溫度Aγ-50℃)下的累積壓下率變大，引起舊奧氏體粒的過大的細(xì)?；?，屈服點(diǎn)YP、0.2％極限應(yīng)力σ0.2和屈服比YR將大幅度上升。由此出發(fā)，鋼坯的加熱溫度需要在950～1250℃的范圍。該加熱溫度可以優(yōu)選為1000℃以上，1150℃以下。
如前所述，為了抑制鋼板階段的馬氏體相或與奧氏體相的混合相的扁平化，在γ未再結(jié)晶化溫度Aγ以下的累積壓下率需要為60％以下。另外若該積積壓下率超過60％，則引起舊奧氏體粒的過大的細(xì)?；?，屈服比將上升。還有，所謂所述“壓下率”，是把軋制前·后的鋼板的厚度分別作為t1(mm)和t2(mm)時(shí)，由{(t1-2)/t1}×100(％)所表示的。
實(shí)現(xiàn)鋼板的微觀組織中的C的均一分散和Cr、Mo、V的固溶并確保強(qiáng)度，以此為目的就需要在軋制后，從Ar3相變點(diǎn)以上加速冷卻到450℃以下。冷卻開始溫度會(huì)變得比Ar3相變點(diǎn)低，冷卻停止溫度變得比450℃高，如果冷卻速度低于4℃/秒，則相變強(qiáng)化不充分(即，兩相組織的第二相難以變成貝氏體)，并且無法達(dá)成Cr、Mo和V的全部固溶。關(guān)于這時(shí)的冷卻速度的上限，從冷卻媒體的冷卻能的界限這一觀點(diǎn)出發(fā)，需要將其作為100℃/秒以下。還有，所謂本發(fā)明的Ar3相變點(diǎn)，采用根據(jù)下述(4)式計(jì)算的值。
Ar3相變點(diǎn)＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8)…(4)其中，t板厚[從再加熱到730～830℃的溫度范圍后淬火]通過將加速冷卻的鋼板保持在二相域(α+γ)溫度，暫時(shí)分散的C，被二相分離至在加速冷卻時(shí)所生成的準(zhǔn)多邊形鐵素體和逆相變奧氏體，使準(zhǔn)多邊形鐵素體中的C的負(fù)偏析(比平均濃度(添加量)的濃度低)、奧氏體的正偏析(比平均濃度(添加量)的濃度高)發(fā)生。另外，通過加速冷卻，即使在暫時(shí)固溶的Cr、Mo和V的各元素中，在此二相域保持下，也能夠使向準(zhǔn)多邊形鐵素體的負(fù)偏析、向奧氏體的正偏析發(fā)生，能夠解決屈服比的降低和高強(qiáng)度的確保這種相反的課題。此二相域下保持溫度低于730℃時(shí)、和超過830℃時(shí)，分別因?yàn)槟嫦嘧儕W氏體量、準(zhǔn)多邊形鐵素體量過少，所以鋼板階段的屈服比變高，冷成形鋼管后的屈服比不能滿足目標(biāo)屈服比。另外之所以保持在二相域溫度后再淬火，是為了通過從逆相變奧氏體淬火而使主相的貝氏體組織與島狀馬氏體相析出。
在本發(fā)明的冷成形鋼管中，為了讓拉伸變形側(cè)的屈服比在加工后成為85％以下，而具有t/d為10％以下的冷成形部分，但是，為了成形這種部位，要在t/d為10％以下的范圍進(jìn)行冷成形。
在本發(fā)明的制造方法中，根據(jù)需要而優(yōu)選附加如下等條件(1)再加熱到730～830℃的溫度范圍，從該范圍淬火后，在500℃以下對所述鋼板實(shí)施回火；(2)結(jié)束所述軋制后，在加速冷卻之前，進(jìn)行在線校平機(jī)矯正；(3)將鋼板溫度設(shè)為400℃以下進(jìn)行冷成形，規(guī)定這些必要條件的理由如下。
為了消除二相域淬火過的鋼板的殘留應(yīng)力，選擇性地在500℃以下實(shí)施回火也有效。若這時(shí)的回火溫度超過500℃，則淬火狀態(tài)生成的貝氏體組織中的C擴(kuò)散·凝集而使珠光體生成，因此強(qiáng)度會(huì)降低。由此出發(fā)，回火溫度應(yīng)在500℃以下，優(yōu)選為480℃以下。
軋制結(jié)束后，即使有時(shí)軋制過后的鋼板的前后端會(huì)產(chǎn)生平坦不良，通過直接淬火前的熱矯正而使平坦度良好，從而可以進(jìn)行對前后端部的均一冷卻，機(jī)械性質(zhì)穩(wěn)定，生產(chǎn)率提高。由此出發(fā)，有效的是在軋制結(jié)束后直接淬火前，進(jìn)行在線校平機(jī)矯正。
彎曲溫度(成形溫度)正如上述，不但能夠允許常溫，而且允許達(dá)到不損害本發(fā)明的鋼板的材質(zhì)的程度(400℃左右)的溫度，但是為了減輕冷成形時(shí)的彈性后效(springback)等的成形阻礙因素，而在不使微觀組織變化，能夠讓位錯(cuò)密度降低的400℃以下進(jìn)行選擇性的成形(溫成形)也有效。若這時(shí)的成形溫度超過400℃，則C擴(kuò)散而主相的貝氏體的一部分開始變化成珠光體，因而將導(dǎo)致強(qiáng)度降低。該形成溫度的優(yōu)選溫度為300℃以下。
以下，通過實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但是本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，當(dāng)然可以在能夠符合前·后述的宗旨的范圍加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍。
實(shí)施例根據(jù)通常的熔煉方法熔煉下述表1、2所示的化學(xué)成分組成的鋼，進(jìn)行下述所示的各項(xiàng)處理(類型1～3)，制造鋼板。還有，在表1、2中，由所述(1)式規(guī)定的碳當(dāng)量Ceq的值，也表示[Mn]/[C]的值和γ未再結(jié)晶化溫度。
類型1進(jìn)行通常的加熱、熱軋后，進(jìn)行直接淬火(DQ)，其后以二相域溫度(Ac1點(diǎn)以上，低于Ac3點(diǎn))在熱處理保持后進(jìn)行淬火(Q’)或加熱冷卻到500℃以下。
類型2軋制結(jié)束后，空冷程度的緩慢冷卻至低于Ar3點(diǎn)之后，從二相域溫度(超過Ar1點(diǎn)，低于Ar3點(diǎn))進(jìn)行加速冷卻或直接淬火(DQ’)。
類型3熱軋后，加速冷卻保持在二相域溫度后，再進(jìn)行加速冷卻或直接淬火(DQ’)。
其后，其中一部分，除了沒有低于Ac1點(diǎn)的溫度的回火(T)外，實(shí)施了回火。這時(shí)的制造條件，與所述(2)式的值和Ar3相變點(diǎn)等一起在下述表3～5中表示。
表1


表2


表3


表4


表5


對于所得到的各鋼板，使t/d變化，進(jìn)行冷壓成形，制作鋼管。測定鋼板的機(jī)械的特性(屈服點(diǎn)YP、抗拉強(qiáng)度TS、同一拉伸δu)和微觀組織的種類，并且測定鋼管的管軸向(L方向)的機(jī)械的特性(屈服點(diǎn)、抗拉強(qiáng)度TS、屈服比YR和韌性)和Cr、Mo、V的固溶量及微觀組織，以下述的基準(zhǔn)評(píng)價(jià)材質(zhì)。
在鋼管的Cr、Mo和V的固溶量中，作為各元素的添加量-作為析出物而析出的各元素量進(jìn)行計(jì)算。對作為析出物而析出的Cr、Mo、V的元素量，在與鋼管的外側(cè)t/4部的表面平行的截面中，通過電解提取殘?jiān)ǘ鴾y定析出元素量。
作為材質(zhì)評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)，將如下設(shè)定為目標(biāo)鋼管的管軸向的抗拉強(qiáng)度TS490MPa以上；屈服比YR85％以下；斷裂轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)20℃以下。
機(jī)械的特性(鋼板和鋼管)的評(píng)價(jià)方法，鋼管的韌性評(píng)價(jià)方法和微觀組織測定方法如下述。
從鋼板的t/4部(t為板厚)順L方向(軋制方向)和與鋼管的外側(cè)t/4部的管軸平行方向(相當(dāng)于鋼板的主軋制方向)，采取JIS Z 22014號(hào)試驗(yàn)片，以JIS Z 2201的要領(lǐng)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定鋼板的機(jī)械的特性(屈服點(diǎn)YP、抗拉強(qiáng)度TS、同一拉伸δu)，鋼管的機(jī)械特性(屈服點(diǎn)YP、抗拉強(qiáng)度TS、屈服比(屈伏點(diǎn)/抗拉強(qiáng)度×100％)YR)。
從鋼管的外側(cè)t/4部與管軸平行方向，采取JIS Z 22024號(hào)試驗(yàn)片，按照J(rèn)IS Z 2202進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)，測定斷裂轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)。
在鋼板階段，用光學(xué)顯微鏡觀察鋼板的主軋制方向的t/4部的微觀組織，對存在的殘留奧氏體γR，進(jìn)行電解研磨為50～100μm的鋼板t/4部的X射線衍射，根據(jù)α-Fe(200)面與γ-Fe(200)面的峰值強(qiáng)度比確認(rèn)殘留奧氏體γR的存在。對與鋼管的管軸平行方向(相當(dāng)于鋼板的主軋制方向)的外側(cè)t/4部、和鋼板的主軋制方向的t/4部，對硝酸乙醇浸蝕了的微觀組織的照片進(jìn)行圖像分析，測定鐵素體的形態(tài)(多邊形鐵素體αP，準(zhǔn)多邊形鐵素體αq)、它們的面積百分率、貝氏體(B)的面積百分率、珠光體(P)的面積百分率等。島狀馬氏體相(M-A)，對用LePera試劑將軋制方向板厚面的1/4部腐蝕的微觀組織的寫真做圖像分析，測定面積百分率和縱橫比。
對滿足所述的材質(zhì)標(biāo)準(zhǔn)的鋼管，根據(jù)下述的方法評(píng)價(jià)焊接性(耐焊接裂縫性和HAZ韌性)。
遵循規(guī)定為JIS Z 3158的y形焊接裂縫試驗(yàn)法，以輸入熱量1.7KJ/mm進(jìn)行二氧化碳焊接，測定根部裂紋(root crack)防止預(yù)熱溫度。25℃以下為合格。
進(jìn)行輸入熱量7KJ/mm的雙面潛弧焊(SAW)的縫焊(X坡口)，從外側(cè)t/4部與管軸成直角方向采取擺錘沖擊試驗(yàn)片(JIS Z 22044號(hào))，求得0℃的平均沖擊吸收能vE0(3次試驗(yàn)的平均值)。平均vE0為47J以上為合格。
焊接性試驗(yàn)結(jié)果，與機(jī)械特性(鋼板和鋼管)和微觀組織等一起在下述表6～8中顯示，但是，由這些結(jié)果能夠進(jìn)行如下考察。首先，實(shí)驗(yàn)No.1是V單獨(dú)添加鋼的控制軋制材，因?yàn)镃eq超過本發(fā)明規(guī)定的范圍，所以耐焊接防止預(yù)熱溫度高達(dá)50℃，HAZ韌性也在低位。
實(shí)驗(yàn)No.2是Nb單獨(dú)添加鋼的加速冷卻450℃停止材，因?yàn)樵谖⒂^組織中未生成有多邊形鐵素體，所以冷彎曲后屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.3是在Nb單獨(dú)添加鋼的加速冷卻450℃停止后，進(jìn)行了二相域溫度淬火(Q’)，因?yàn)槎噙呅舞F素體相的面積百分率比本發(fā)明的規(guī)定范圍少，所以冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.14雖然所述(2)式的值(A值)處于本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)，但是C含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，所以母材和HAZ的韌性在低位。
實(shí)驗(yàn)No.15其Mn含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.18其C含量和Mn含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍少，冷彎曲后的抗線強(qiáng)度TS不滿足目標(biāo)值的490MPa以上。
實(shí)驗(yàn)No.22其Ti含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.24其Mo含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，HAZ韌性不滿足目標(biāo)值的47J以上。
實(shí)驗(yàn)No.29其Si含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，鋼管的島狀馬氏體分率比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.32其Cu含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，耐焊接防止預(yù)熱溫度不滿足目標(biāo)的25℃以下。另外不滿足斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為-20℃以下，和HAZ韌性為47J以上的目標(biāo)值。
實(shí)驗(yàn)No.35其Nb含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.38其Ca和REM的含量比本發(fā)明規(guī)定的范圍多，冷彎曲后的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs不滿足-20℃以下。
實(shí)驗(yàn)No.51其加熱溫度為1300℃，冷彎曲后的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs不滿足-20℃以下。
實(shí)驗(yàn)No.54其加熱溫度為900℃，另外累積壓下率為100％，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。另外實(shí)驗(yàn)No.55其累積壓下率為80％，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.58其軋制后的加速冷卻開始溫度為760℃，多邊形鐵素體分率為80面積％，抗拉強(qiáng)度TS降低。
實(shí)驗(yàn)No.60其軋制后的加速冷卻停止溫度為580℃，因?yàn)榧铀倮鋮s時(shí)貝氏體減少而珠光體生成，所以抗拉強(qiáng)度TS降低。
實(shí)驗(yàn)No.61其軋制后的加速冷卻速度為1.5℃/秒，因?yàn)榧铀倮鋮s時(shí)貝氏體減少而珠光體生成，所以抗拉強(qiáng)度TS降低。
實(shí)驗(yàn)No.63其淬火前的再加熱溫度為850℃，多邊形鐵素體分率為35面積％，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.66其淬火前的再加熱溫度為緊接Ac1的700℃，因?yàn)槭勾慊鹎暗脑偌訜嵘郎貢r(shí)生成的珠光體殘存，所以抗拉強(qiáng)度TS降低。
實(shí)驗(yàn)No.68其回火溫度為600℃，多邊形鐵素體分率為80面積％，抗拉強(qiáng)度TS降低，并且冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
實(shí)驗(yàn)No.70其冷成形時(shí)的t/d為15％，冷彎曲后的屈服比YR不滿足目標(biāo)值85％以下。
相對于此，在滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的各項(xiàng)的(試驗(yàn)No.4～13、16、17、19～21、23、25～28、30、31、34、36、37、39～50、52、53、56、57、59、62、64、65、67、69、71)中，全部的特性均滿足目標(biāo)值。
還有，實(shí)驗(yàn)No.4～71的制造上的要點(diǎn)如下。即，實(shí)驗(yàn)No.4～38，將所述表1、2所示的化學(xué)成分組成的鋼材在軋制結(jié)束后進(jìn)行二相域溫度淬火(Q’)，實(shí)驗(yàn)No.39進(jìn)一步實(shí)施了回火處理(T)。
實(shí)驗(yàn)No.40在軋制結(jié)束后，加速冷卻在450℃停止，實(shí)驗(yàn)No.41進(jìn)一步實(shí)施了回火處理(T)。
實(shí)驗(yàn)No.42在軋制結(jié)束后進(jìn)行緩冷(空冷)，從二相域溫度進(jìn)行直接淬火(DQ’)，實(shí)驗(yàn)No.43進(jìn)一步實(shí)施了回火處理(T)。
實(shí)驗(yàn)No.44在軋制結(jié)束后，在超過Ar1點(diǎn)至低于Ar3點(diǎn)進(jìn)行加速冷卻，其后空冷保持60秒，使多邊形鐵素體αP生成，接著進(jìn)行直接淬火。
實(shí)驗(yàn)No.45在軋制結(jié)束后，在超過Ar1點(diǎn)至低于Ar3點(diǎn)進(jìn)行加速冷卻，其后以在線保持爐保持在二相域溫度，使多邊形鐵素體αP生成，接著進(jìn)行淬火，實(shí)驗(yàn)No.46進(jìn)一步實(shí)施了回火處理(T)。
實(shí)驗(yàn)No.47、48在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)使t/d變化為7.5、5(％)。實(shí)驗(yàn)No.49是板厚為40mm的結(jié)果。實(shí)驗(yàn)No.50是在400℃升溫后壓彎。
實(shí)驗(yàn)No.51～54，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分使加熱溫度在900～1300℃的范圍變化。實(shí)驗(yàn)No.55～58，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使軋制后的加速冷卻開始溫度變化。
實(shí)驗(yàn)No.59、60，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使加速冷卻停止溫度變化。實(shí)驗(yàn)No.60～62，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使軋制后的加速冷卻速度變化。
實(shí)驗(yàn)No.63～66，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使淬火時(shí)的加熱溫度(Q’)變化。實(shí)驗(yàn)No.67、68，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使回火溫度(T)變化。
實(shí)驗(yàn)No.69，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，在加速冷卻前進(jìn)行在線校平機(jī)矯正。實(shí)驗(yàn)No.70，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，使冷變曲的t/d在本發(fā)明規(guī)定的范圍外。實(shí)驗(yàn)No.71，以本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分，將彎曲成形溫度作為400℃。
表6


表7


表8


權(quán)利要求
1.一種冷成形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.07～0.18％、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％、和N0.001～0.008％，以及Fe和不可避免的雜質(zhì)，還含有從由如下元素構(gòu)成的群中選出的至少1種Cr0.6％以下，且含0％；Mo0.5％以下，且含0％；和V0.08％以下，且含0％，其中，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比滿足[Mn]/[C]≤15，由下述(1)式所示的碳當(dāng)量Ceq值在0.34～0.42％的范圍內(nèi)，由下述(2)式所示的A值在1.1～2.6的范圍內(nèi)，微觀組織由如下各相構(gòu)成40～70面積％的多邊形鐵素體相；0～20面積％的準(zhǔn)多邊形鐵素體相；和0～5面積％的縱橫比即長徑/短徑為4.0以下的島狀馬氏體相；余量為貝氏體相，該冷成形鋼管從板厚為t的鋼板得到，在所述鋼管的外側(cè)冷彎曲直徑為d時(shí)具有t/d為10％以下的冷成形部位，其中，t、d的單位為mm，Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[V]，分別表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的以質(zhì)量％計(jì)的含量，A＝(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1)…(2)其中，{Cr}、{Mo}和[V}分別表示Cr、Mo和V在鋼板中的以質(zhì)量％計(jì)的固溶量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷成形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有從Cu0.5％以下但不含0％和Ni3.0％以下但不含0％中選擇的至少一種。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷成形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Nb0.015％以下，但不含0％。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷成形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Ca0.005％以下，但不含0％。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷成形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有稀土類元素0.02％以下但不含0％。
6.一種制造權(quán)利要求1、2、4、5所述的冷成形鋼管的方法，其特征在于，包括如下工序?qū)撆骷訜岬?50～1250℃的溫度范圍；軋制所述鋼坯制成鋼板，使處于下述(3)式所示的奧氏體未再結(jié)晶化溫度Aγ以下時(shí)的累積壓下率成為60％以下，其中包括0％；以4～100℃/秒的冷卻速度將所述鋼板從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度加速冷卻到450℃以下；將加速冷卻后的所述鋼板再加熱到730～830℃的溫度范圍，接著進(jìn)行淬火；將淬火后的所述鋼板在所述t/d為10％以下的范圍進(jìn)行冷成形，Aγ＝887+467[C]+(732[V]-230[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si] …(3)其中，[C]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分別表示C、V、Ti、sol.Al和Si的以質(zhì)量％計(jì)的含量，Aγ的單位為℃。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的冷成形鋼管的制造方法，其特征在于，對再加熱到730～830℃的溫度范圍接著進(jìn)行過淬火的所述鋼板，在500℃以下實(shí)施回火。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的冷成形鋼管的制造方法，其特征在于，對于結(jié)束了所述軋制后的所述鋼板，在所述加速冷卻之前進(jìn)行在線校平機(jī)矯正。
9.根據(jù)權(quán)利要求6所述的冷成形鋼管的制造方法，其特征在于，將鋼板溫度設(shè)為400℃以下而進(jìn)行所述冷成形。
10.根據(jù)權(quán)利要求2所述的冷成形鋼管，其特征在于，由下述式(1)’所示的碳當(dāng)量ceq’值在0.34～0.42％的范圍內(nèi)，Ceq’＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)’其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分別表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
11.一種制造權(quán)利要求3所述的冷成形鋼管的方法，其特征在于，包括如下工序?qū)撆骷訜岬?50～1250℃的溫度范圍；軋制所述鋼坯制成鋼板，使處于下述(3)’式所示的奧氏體未再結(jié)晶化溫度Aγ’以下時(shí)的累積壓下率成為60％以下，其中包括0％；以4～100℃/秒的冷卻速度將所述鋼板從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度加速冷卻到450℃以下；將加速冷卻后的所述鋼板再加熱到730～830℃的溫度范圍，接著進(jìn)行淬火；將淬火后的所述鋼板在所述t/d為10％以下的范圍進(jìn)行冷成形，Aγ’＝887+467[C]+(6445[Nb]-644[Nb])+(732[V]-230[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si] …(3)’其中，[C]、[Nb]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分別表示C、Nb、V、Ti、sol.Al和Si的以質(zhì)量％計(jì)的含量，Aγ’的單位為℃。
全文摘要
本發(fā)明的冷成形鋼管，具有規(guī)定的化學(xué)成分組成，鋼板的微觀組織由如下構(gòu)成4～70面積％的多邊形鐵素體相；0～20面積％的準(zhǔn)多邊形鐵素體相；和0～20面積％，縱橫比(長徑/短徑)為4.0以下的馬氏體相；余量為貝氏體相，其在板厚為t(mm)、外側(cè)冷彎曲直徑為d(mm)時(shí)具有t/d為10％以下的冷成形部位。通過這樣的結(jié)構(gòu)，不用實(shí)施SR處理，便能夠得到抗拉強(qiáng)度為490MPa以上低屈服比的冷成形鋼管。
文檔編號(hào)B23K35/00GK1940110SQ200610151638
公開日2007年4月4日 申請日期2006年9月7日 優(yōu)先權(quán)日2005年9月28日
發(fā)明者柴田光明 申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所